Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem ferritischen Grundgefüge und im ferritischen Grundgefüge eingebetteten Karbid- Ausscheidungen auf Basis von Ti, Nb und/oder V.

Der Energieverbrauch stellt mit Abstand den größten Beitrag an den wirtschaftlichen und ökologischen Kosten der Stahlproduktion dar. In der großtechnischen Stahlproduktion wird Energie überwiegend in Form von fossilen Brennstoffen (z.B. Kohle und Erdgas) bereitgestellt. Daher ist die Stahlproduktion mit einem sehr hohen CO ₂ -Ausstoß verbunden. Die stetig steigenden Kosten von CO ₂ -Zertifikaten (sogenannte „carbon offset credits“), insbesondere innerhalb der EU, bedeuten, dass die Abhängigkeit der Stahlindustrie von fossilen Brennstoffen zukünftig nicht mehr haltbar sein wird. Aus diesem Grund werden Alternativen zum Verbrauch von fossilen Brennstoffen in der Stahlproduktion mit Hochdruck gesucht.

In der Feinblechproduktion werden fossile Brennstoffe in Schmelztauchbeschichtungsanlagen und kontinuierlichen Glühanlagen verbraucht, um kaltgewalzten Flachstahlprodukte auf sehr hohe Temperaturen aufzuheizen. Solche Anlagen bestehen aus mehreren Öfen, die mit erdgasgefeuerten Brennern aufgeheizt sind, durch welche die Flachprodukte kontinuierlich hindurchlaufen. Das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts ist erforderlich, um das Gefüge in gewünschte Phasen zu wandeln, die negativen Einflüsse des Kaltwalzens zu beseitigen und gegebenenfalls das Stahlflachprodukt für die Schmelztauchbeschichtung vorzubereiten.

Das Kaltwalzen wird typischerweise durchgeführt, um sowohl eine niedrigere Dicke als auch eine hohe Oberflächengualität und Maßtoleranz am Flachprodukt zu erreichen. Das Kaltwalzen führt jedoch sowohl zu einer starken Kaltverfestigung als auch zur Bildung einer starken Textur (Anisotropie) in Bezug auf die Kornorientierung und die mechanischen Eigenschaften. Diese Effekte haben generell eine negative Wirkung auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts, und werden durch das Glühen bei hohen Temperaturen (typischerweise im Bereich 650 - 950 °C) beseitigt. Bei diesen Temperaturen erfolgen eine Erholung und eine Rekristallisierung bzw. eine Umwandlung des Gefüges. Bei der Erholung handelt es sich um die Annihilation von kristallografischen Defekten (z. B. Versetzungen) im Gefüge, welche ansonsten die Kaltverfestigung verursachen. Dies tritt typischerweise bei niedrigeren Temperaturen im Vergleich zur Rekristallisierung und Umwandlung auf. Während der Rekristallisierung bilden sich neue Ferritkörner anstelle von alten kaltverfestigten und anisotropen Ferritkörner. Diese kann bereits bei Temperaturen unter Acl beginnen. Bei der Umwandlung wandelt das Ferrit in Austenit um; je nach Temperatur (zwischen Acl und Ac3) und die chemische Analyse des Stahlflachprodukts kann das Gefüge teilweise oder vollständig umgewandelt werden. Bei Mehrphasenstählen wandelt der neugebildete Austenit bei anschließender Abkühlung auf niedrigen Temperaturen in harte kohlenstoffreiche Phasen wie Martensit und/oder Bainit um. Durch die Kombination von harten Phasen, zusammen mit Ferrit und Restaustenit, können die mechanische Eigenschaften von Mehrphasenstählen eingestellt werden.

Kaltgewalzte Mehrphasenstähle, insbesondere mit einem zinkbasierten Korrosionsschutzüberzug, finden ihre Anwendung in der Konstruktion von Automobilbauteilen. Für solche Anwendungen bieten Mehrphasenstähle eine Mehrzahl an Vorteile. Mehrphasenstähle zeichnen sich aufgrund ihrer niedrigen Legierungselementen durch niedrigere Kosten, gute Reproduzierbarkeit, gute Recycelbarkeit und gute Tauglichkeit für Verarbeitungsprozesse (z. B. Schweißen) im Vergleich zu anderen Materialien aus. Ferner lassen sich mit Mehrphasenstählen durch die Einstellung der chemischen Analyse und Prozessbedingungen ein breites Spektrum von Gefügebestandteilen und folglich mechanischen Eigenschaften realisieren. Diese Flexibilität ermöglicht die Anwendung von Mehrphasenstählen für Bauteile, die unterschiedliche Anforderungen bezüglich mechanischer Eigenschaften haben.

Bei vielen Mehrphasenstählen ist die Diffusion von Legierungselementen, insbesondere Kohlenstoff (C), während des Glühzyklus für die Bildung der Gefügebestandteile und daher die Einstellung der mechanischen Eigenschaften wesentlich. C hat in verschiedenen Eisenallotropen unterschiedliche Löslichkeiten. Dementsprechend müssen sich C-Atome während der Gefügeumwandlung zwischen den neugebildeten Phasen umverteilen. Die Umverteilung von C hat einen entscheidenden Einfluss auf die Bildung der neuen Phasen bei der Abkühlung und folglich die mechanischen Eigenschaften des Endprodukts. Dahingegen ist die Diffusion von Legierungselementen (inklusiv C) ein relativ langsamer Prozess. Aus diesem Grund muss das kaltgewalzte Stahlflachprodukt über eine verlängerte Zeitdauer (typsicherweiser mehrere Minuten) bei einer vorgegebenen Glühtemperatur ausgelagert werden.

In der DE 10 2021 105 357 Al ist ein Verfahren zur Herstellung eines gattungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts beschrieben. Aufgabe der Erfindung ist es, ein gattungsgemäßes Verfahren zur Verfügung zu stellen, welches den Einsatz von fossilen Brennstoffen reduziert bzw. im Wesentlichen vermeidet.

Die Lehre der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem ferritischen Grundgefüge und im ferritischen Grundgefüge eingebetteten Karbid-Ausscheidungen auf Basis von Ti, Nb und/oder V umfassend die Schritte: a) Erschmelzen eines Stahls bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus

C: 0,020 bis 0,20 %,

Mn: 0,10 bis 4,00 %,

P: bis 0,020 %,

S: bis 0,010 %,

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

Ti: mindestens 0,040 %,

Nb: mindestens 0,040 %,

V: mindestens 0,040 %, wobei folgende Bedingungen gelten:

I) 0,04 % <= X <= 0,3 % mit X = Ti + V/1,06 + Nb/1,94

II) 0,3 <= Y <= 1,0 mit Y = 0,25 * X / (C + 0,86 *N) optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Cr, Mo, W, Cu) mit

Si: bis 1,50 %,

AI: bis 1,50 %,

Cr: bis 1,50 %,

Mo: bis 0,50 %,

W: bis 0,50 %,

Cu: bis 0,10 %; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980°C; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700 °C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen mit einem zwischen 5 und 80 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt; h) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; i) Abhaspeln des Coils und Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts im kontinuierlichen Durchlauf umfassend die Schritte:

11) Aufheizen mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen > 100 und 1000 °C/s auf eine Temperatur zwischen 800 und 900 °C und Halten bei 800 bis 900 °C für eine Dauer zwischen 0,1 und 18 s;

12) Abkühlen mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 100 und 1000 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 550 °C und optional Halten bei dieser Temperatur für eine Dauer von höchstens 100 s; j) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil.

Der erschmolzene Stahl mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der oben angegebenen Spannen wird 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 ein Vorprodukt einer Dünnbramme oder in einer Bandgießanlage ein Vorprodukt eines gegossenen Bandes erzeugt werden. Beispielsweise kann in einer Gießwalzanlage oder Bandgießanlage das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, so dass das Vorprodukt auf einer T emperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine T emperatur 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 anderer geeigneter Mittel auf eine Temperatur wiedererwärmt. Andernfalls wird die Bramme nach dem Gießen unter eine Haube langsamer bzw. direkt in einem Hubbalkenofen gestellt.

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

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

Das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt wird mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700 °C betragende 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 bringt keine weiteren Vorteile. Die Haspeltemperatur beträgt mindestens 400 °C, insbesondere mindestens 410 °C, um eine Martensitbildung zu verhindern und die Bildung eines Gefüges aus Bainit, bainitischem Ferrit und/oder Ferrit im warmgewalzten Stahlflachprodukt zu begünstigen. Martensit im Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts würde auf das Gefüge des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts übertragen werden und wäre im Gefüge des kaltgewalzten 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. Um die Diffusion sauerstoffaffiner Legierungselemente zur Oberfläche während des Haspelvorgangs zu begrenzen, wird die Haspeltemperatur auf höchstens 700 °C, insbesondere höchstens 660 °C begrenzt. Bei einer Haspeltemperatur oberhalb von 700 °C würden sich die Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen vergröbern, dadurch die gewünschte Ausscheidungsgröße im kaltgewalzten Stahlflachprodukt und folglich eine hohe Zugfestigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis nicht erreicht werden. Bei warmgewalzten Stahlflachprodukten, welche aus Ferrit und/oder bainitischem Ferrit verstärkt mit Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen bestehen, vgl. u. a. WO 2020/048599 Al und EP 1 338 665 Al, ist üblicherweise die Haspeltemperatur auf mindestens 550 bis 600 °C eingestellt, damit sich Ti-, Nb- und/oder V-haltige Karbide während der Abkühlung des gehaspelten Warmbandprodukts ausscheiden können. Bei einer niedrigeren Haspeltemperatur scheiden sich die Karbide nicht aus, so dass die erwünschten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht werden können. In dem vorliegenden Fall spielt es keine Rolle, ob die Ausscheidungen bereits im warmgewalzten Stahlflachprodukt entstehen. In dem Fall, dass sich keine Ausscheidungen im warmgewalzten Stahlflachprodukt während der Abkühlung des Warmbandprodukts bilden, bilden sich diese beim späteren Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts. Somit können die erwünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften auch durch das Haspeln bei einer Haspeltemperatur von mindestens 400 °C, insbesondere mindestens 410 °C, erzielt werden.

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

Das warmgewalzte Flachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und mit einem zwischen 5 und 80 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. 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. Der Kaltwalzgrad KWG berechnet sich nach der Formel: KWG = 100 * (LWB - LKB) / LWB, wobei LWB die Dicke des warmgewalzten Stahlflachprodukts (Warmband) und LKB die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Kaltband) ist. 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 5 %, insbesondere mindestens 10 %. Beim Kaltwalzen mit einem zu hohen Kaltwalzgrad sind die Einflüsse der Kaltverfestigung und der Walztextur so hoch, dass die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund ist der Kaltwalzgrad auf höchstens 80 %, insbesondere höchstens 70 %, vorzugsweise höchstens 50 % begrenzt.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.

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

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und im kontinuierlichen Durchlauf geglüht. Das Glühen kann beispielsweise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage erfolgen, welche die folgenden Schritte umfasst:

Aufheizen mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen > 100 und 1000 °C/s auf eine Temperatur zwischen 750 und 900 °C und Halten bei 750 bis 900 °C für eine Dauer zwischen 0,1 und 18 s;

Abkühlen mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 100 und 1000 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 550 °C.

Das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts hat einen maßgeblichen Einfluss auf die Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Generell werden die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts von zwei Änderungen im Gefüge während des Glühens beeinflusst: einerseits die Erholung bzw. die Rekristallisation der Ferrit- und/oder bainitischen Ferritkörner und andererseits die Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen. Die Erholung bzw. die Rekristallisation und die Ausscheidungsvergröberung haben gegensätzliche Wirkungen auf das Lochaufweitungsverhältnis. Die Erholung bzw. die Rekristallisation des Gefüges ist erforderlich, um die durch das Kaltwalzen entstandene Verfestigung zumindest teilweise zu beheben, die sonst das Lochaufweitungsverhältnis beeinträchtigen und die Zugfestigkeit erhöhen würde. Die Erholung bzw. die Rekristallisation erfolgen erst bei solch hohen Temperaturen, bei denen die Ausscheidungen sich ebenfalls schnell vergröbern können. Diese wirkt sich negativ sowohl auf das Lochaufweitungsverhältnis als auch auf der Zugfestigkeit aus.

Erfindungswesentlich ist, dass das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts schneller und in einer deutlich kürzeren Zeitperiode erfolgt, im Vergleich zum Glühen eines konventionellen Mehrphasenstahls. Die kurze Glühdauer nützt die unterschiedliche Kinetik der Erholung bzw. der Rekristallisation und der Ausscheidungsvergröberung aus. Je nach Temperatur erfolgt die Erholung bzw. die Rekristallisation in wenigen Sekunden, wohingegen die Ausscheidungsvergröberung eine vergleichsweise längere Zeit benötigen würde. Bei der Erzeugung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts ist die Glühdauer ausreichend lang, um das Gefüge größtenteils zu erholen bzw. zu rekristallisieren, aber kurz genug, um eine übermäßige Vergröberung der Ausscheidungen zu verhindern.

Für eine kurze Glühdauer ist sowohl eine schnelle mittlere Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit als auch eine kurze Haltezeit erforderlich. In der ersten Stufe des Glühverfahrens wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit im Bereich > 100 bis 1000 °C/s auf eine Temperatur im Bereich zwischen 800 bis 900 °C aufgeheizt. Eine so hohe Aufheizrate kann beispielsweise durch induktives Erwärmen erzielt werden. Das induktive Erwärmen wird mit Strom betrieben, welches vorzugsweise durch regenerative Energien (Wind, Wasser, Sonne) erzeugt werden kann und dadurch vorteilhaft auf den CO ₂ -Footprint einwirkt. Durch das induktive Erwärmen können viel höhere Aufheizraten erzielt werden, im Vergleich zu denen, die durch das Aufheizen mit gasgefeuertem Brenner erzielt werden können. Die Aufheizgeschwindigkeit beträgt mindestens > 100 °C/s, 120 °C/s, 150 °C/s, insbesondere mindestens 200 °C/s, 220 °C/s, 250 °C/s, vorzugsweise mindestens 300 °C/s, 320 °C/s, 350 °C/s, um eine übermäßige Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen zu vermeiden. Aufheizraten von mehr als 1000 °C/s bringen keinen Vorteil. Eine Einschränkung auf insbesondere maximal 900 °C/s, 800 °C/s, vorzugsweise maximal 700 °C/s, 600 °C/s, 500 °C/s wäre möglich.

Die „mittlere“ Aufheiz- oder Abkühlgeschwindigkeit ist so zu verstehen, dass diese mit 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 ist die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit keine konstante Größe. Wie bereits vermerkt, sind bestehende Glühprozesse in der Stahlproduktion sehr energieintensiv und mit einem hohen CO ₂ -Ausstoß verbunden. Daher werden Alternativen, die keine fossilen Brennstoffe verbrauchen, mit Hochdruck verfolgt. Eine mögliche Alternative für das Glühen von Feinblech ist das induktive Aufheizen. Dieser Prozess erfolgt sehr schnell: das Band ist bei Raten aufgeheizt, die deutlich höher als die in den konventionellen Anlagen aufgetretenen Aufheizraten sind. Im Gegensatz zu den konventionellen Glühprozessen ist das Band bei der Glühtemperatur für wenige Sekunden anstatt Minuten gehalten. Eine solche kurze Glühdauer ist für die Erholung bzw. die Rekristallisierung des Gefüges ausreichend, lässt jedoch ungenügend Zeit für die Diffusion von Legierungselementen. Daher ist das induktive Aufheizen für das Glühen von vielen Mehrphasenstählen, die aus Fe- und C-basierten Phasen wie Martensit, Bainit und Austenit bestehen, nicht geeignet.

Das Nutzen von induktivem Heizen in der Stahlproduktion erfordert Stahlkonzepte, die durch das Glühen über sehr kurze Zeiten mechanische Eigenschaften auf einem ähnlichen Niveau wie moderne Mehrphasenstähle erreichen können. Eine Möglichkeit sind ferritische Stähle, die durch sehr feine Ausscheidungen wie Karbide bzw. Karbonitride oder intermetallische Partikel verstärkt sind. Die Karbide bzw. Karbonitride bilden sich entweder während der Abkühlung des gehaspelten Warmbandprodukts oder in dem ersten Stadium des Glühens des kaltgewalzten Stahlflachprodukts. Die Entstehung des Endgefüges und folglich die Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften ist daher nicht von langsameren Diffusionsprozessen abhängig. Aufgrund der sehr kurzen Glühdauer kann eine übermäßige Vergröberung der Ausscheidungen vermieden werden. Während des Glühens in konventionellen Glüh- oder Schmelztauchbeschichtungsanlagen hingegen ist die Glühdauer so lang, dass die Ausscheidungen sich vergröbern können. Die Vergröberung der Ausscheidungen wirkt sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften des Endprodukts aus. Solche Konzepte weisen aufgrund ihrer sehr isotropen bzw. homogenen Gefüge sowohl eine hohe Zugfestigkeit und hohe Duktilität also auch eine sehr hohe Beständigkeit gegen Kantenrisse auf. Kantenrisse können bei der Umformung von gestanzten Blechen auftreten und sind daher ein nicht außeracht zu lassendes Kriterium für den Automobilbau. Im Labor wird die Kantenriss- empfindlichkeit 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.

Nach dem Aufheizen wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in der zweiten Stufe des Glühverfahrens bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800 bis 900 °C über eine Zeitdauer von 0,1 bis 18 s gehalten. Die Einstellung der Glühtemperatur und -zeit in dem zweiten Schritt ist sowohl für eine ausreichende Erholung bzw. Rekristallisation des Gefüges als auch für die Minimierung der Ausscheidungsvergröberung entscheidend. Bei einer Glühtemperatur von weniger als 800 °C bzw. eine Dauer von weniger als 0,1 s würde das Gefüge nicht ausreichend erholt bzw. rekristallisiert. Eine ausreichende Erholung bzw. Rekristallisation ist erforderlich, um die aus dem Kaltwalzen erfolgende Kaltverfestigung und Anisotropie zu beseitigen. Aus diesem Grund beträgt die Glühtemperatur mindestens 800 °C, insbesondere mindestens 810 °C, 820 °C, vorzugsweise mindestens 830 °C, 840 °C, 850 °C. Eine Temperatur von mehr als 900 °C und eine Dauer von mehr als 18 s würde wiederrum zu einer übermäßigen Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen und folglich zu einer Verschlechterung der mechanisch-technologischen Eigenschaften führen. Daher kann die Dauer des Glühens nach der Erwärmung auf insbesondere maximal 16 s, 15 s, vorzugsweise maximal 13 s, 11 s, bevorzugt maximal 10 s, 8 s begrenzt werden.

In der dritten Stufe des Glühverfahrens wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 100 bis 1000 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 550 °C abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit kann insbesondere 900 °C/s, 800 °C/s, vorzugsweise auf 700 °C/s, 600 °C/s begrenzt sein. Eine so hohe Abkühlgeschwindigkeit kann beispielsweise durch Wasserabschrecken erzielt werden. Konventionell kommen Luftgebläse zum Abkühlen zum Einsatz, welche einen schlechteren Wirkungsgrad im Vergleich zur Wasserabschreckung haben. In ähnlicher Weise wie die mittlere Aufheizgeschwindigkeit in der ersten Stufe würde eine zu langsame mittlere Abkühlgeschwindigkeit zu einer übermäßigen Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen führen, so dass die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund beträgt die mittlere Abkühlgeschwindigkeit mindestens 100 °C/s, 120 °C/s, 150 °C/s, insbesondere mindestens 200 °C/s, 220 °C/s, 250 °C/s, vorzugsweise mindestens 300 °C/s, 320 °C/s, 350 °C/s.

Bei Temperaturen von weniger als 550 °C erfolgt weder eine Erholung bzw. Rekristallisation des Gefüges noch Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen. Aus diesem Grund werden für das weitere Abkühlen nach Ende der dritten Stufe keine besonderen Anforderungen gestellt. Eventuell kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt direkt im Anschluss der dritten Stufe bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 100 - 1000 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 100 °C abgekühlt werden. Alternativ kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 100 - 1000 °C/s auf eine Temperatur von weniger als 550 °C und höher als 100 °C für eine Dauer von höchstens 1000 s gehalten werden und anschließend weiterhin bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 100 - 1000 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 100 °C abgekühlt werden.

Gemäß einer Ausgestaltung kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt insbesondere direkt vor dem Kaltwalzen gebeizt werden. Alternativ kann das warmgewalzten Stahlflachprodukt nach dem Beizen zu einem Coil gehaspelt werden und vor dem Kaltwalzen abgewickelt werden.

Gemäß einer Ausgestaltung kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach Schritt i2) mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug beschichtet werden. Der Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug kann entweder während des Abkühlens bzw. Haltens insbesondere während oder nach der dritten Stufe des Glühverfahrens in dem Temperaturbereich 100 - 550 °C oder anschließend auf das kaltgewalzte Stahlflachprodukt appliziert werden. Die Applikation des Zn-basierten Korrosionsschutzüberzugs kann entweder durch das Eintauchen in ein Schmelzenbad (Feuerbeschichtung) oder im Anschluss an das Glühen in einer Elektroverzinkungsanlage erfolgen.

Optional kann sich an die Feuerbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Galvannealing“) anschließen, bei der das feuerbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um die Zinkschicht einzubrennen. Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad oder im Anschluss an die weitere Wärmebehandlung kann das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 1000 °C/s auf eine Temperatur von weniger als 100 °C abgekühlt werden.

An die Zusammensetzung des Korrosionsschutzüberzugs und damit einhergehend des Schmelzenbads, welches das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei seiner Feuerbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht insbesondere der der Korrosionsschutzüberzug in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann der Korrosionsschutzüberzug neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) bis zu 20 % Fe, bis zu 5 % Mg und bis zu 10 % AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 5 % Fe, mindestens 1 % Mg und/oder mindestens 1 % AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen. Das so erhaltene beschichtete oder unbeschichtete kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressieren unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt typischerweise mindestens 0,1 % und höchstens 2,0 %, wobei ein Dressiergrad von mindestens 0,3 % und höchstens 1,0 % als besonders bevorzugt eingestellt wird. Ein Dressiergrad von weniger als 0,1 % würde keine wesentliche Auswirkung auf die Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit haben und würde zu einer zu niedrigen 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 2,0 % würden sowohl die mechanischen Eigenschaften (Dehngrenze und Bruchdehnung) als auch das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinflusst werden.

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

Kohlenstoff (C) wird hauptsächlich in den Ausscheidungen abgebunden. Die Konzentration des im Mischkristall gelösten C wird minimiert, um die Bildung von unerwünschten eisenbasierten Phasen zu vermeiden. Ein Gehalt von mindestens 0,020 %, insbesondere mindestens 0,030 %, vorzugsweise mindestens 0,040 % ist erforderlich, um eine hohe Ausscheidungsdichte zu erreichen und so die geforderte Zugfestigkeit zu erreichen. Ein zu hoher Gehalt wiederum würde zur Bildung von unerwünschten Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit im Gefüge führen, durch welche die Duktilität verringert und die Kantenrissempfindlichkeit erhöht werden würden. Daher ist der Gehalt auf höchstens 0,20 %, insbesondere höchstens 0,150 %, vorzugsweise höchstens 0,120 % beschränkt, wobei sich negative Einflüsse der Anwesenheit von C dadurch besonders sicher vermeiden lassen, wenn der Gehalt bevorzugt höchstens 0,110 % beträgt.

Mangan (Mn) trägt zur Festigkeitssteigung durch Mischkristallverfestigung des Ferrits bei. Zudem unterdrückt Mn die Bildung von Perlit und fördert auf diese Weise die Entstehung von Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen. Um diese Effekte von Mn zu erzielen, ist einen Mn-Gehalt von mindestens 0,10 %, insbesondere mindestens 0,20 %, vorzugsweise mindestens 0,40 % erforderlich. Ein zu hoher Gehalt wirkt sich allerdings negativ auf die Schweißbarkeit aus und erhöht das Risiko des Auftretens dominanter Seigerungen (chemische Inhomogenitäten im Gefüge, die während des Erstarrens entstehen). Daher ist die Obergrenze des Gehalts auf höchstens 4,0 % gesetzt, wobei geringere Gehalte von insbesondere höchstens 3,0 %, vorzugsweise höchstens 2,50 %, mögliche negative Auswirkungen der Anwesenheit von Mn vermeiden können.

Phosphor (P) zählt im weitesten Sinne zu einer Verunreinigung, welche durch Eisenerz mit in den Stahl eingeschleppt wird und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden kann. Der Gehalt sollte so gering wie möglich eingestellt werden, wobei der Gehalt für eine prozesssichere Schweißbarkeit bei höchstens 0,020 %, insbesondere höchstens 0,010 % liegen sollte. Die untere Grenze kann insbesondere 0,0002 % betragen.

Schwefel (S) zählt in weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung und muss daher auf einen Gehalt von höchstens 0,010 % eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit respektive Dehnung in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden, insbesondere höchstens 0,0050 %. In der Regel kann Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S-Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert werden. Die untere Grenze kann insbesondere 0,0002 % betragen.

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 höchstens 0,010 %, insbesondere höchstens 0,0050 % zu beschränken. Die untere Grenze kann insbesondere 0,0002 % betragen.

Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadium (V) gelten als Mikrolegierungselemente und werden entweder einzeln oder in Kombination (Ti und Nb; oder Ti und V; oder Nb und V; oder Ti, Nb und V) zulegiert. Die Mikrolegierungselemente sind für die Bildung der „Karbid“-Aus- scheidungen wesentlich. Die benötigte Dichte der Ausscheidungen kann dadurch erreicht werden, wenn mindestens eines der Mikrolegierungselemente aus der Gruppe (Ti, Nb, V) mit einem Gehalt von jeweils mindestens 0,040 % zulegiert wird. Außerdem muss die Bedingung I) mit 0,04 % <= X <= 0,3 % erfüllt sein, wobei sich X durch die Formel X = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 berechnen lässt. Bei zu niedrigen Gehalten von Ti, Nb und/oder V, welche einen Wert von X unter 0,04 % ergeben würden, wäre die erforderliche Dichte der Ausscheidungen und folglich die erforderliche Zugfestigkeit nicht erreicht. X beträgt daher mindestens 0,04 % und kann insbesondere mindestens 0,05 %, vorzugsweise mindestens 0,07 % betragen. Um negative Auswirkungen zu hohen Gehalten an Mikrolegierungselementen zu vermeiden, ist X auf maximal 0,3 % beschränkt. Auf diese Weise wird vermieden, dass beispielweise bei Vorhandensein von Nb erhöhte Nb-Gehalte zu Rissbildungen beim (Strang-)Gießen oder bei der Brammenabkühlung und/oder -vorwärmen führen. Gleichzeitig wird für die angestrebten Festigkeiten nur ein bestimmter Gehalt an Mikrolegierungselementen benötigt. Wird dieser überschritten, erfolgt nur noch eine geringfügige weitere Festigkeitssteigerung. Zudem sinken die mittleren Diffusionsabstände, wodurch die Gefahr der Bildung unerwünscht großer Ausscheidungen steigt. Aus diesen Gründen werden Gehalte an Ti, Nb und/oder V so zulegiert, dass X höchstens 0,3 %, insbesondere höchstens 0,25 %, vorzugsweise höchstens 0,2 % beträgt. X in % bedeutet Gew.-%.

Bei der Einstellung bzw. Zulegieren der Mikrolegierungselemente muss beachtet werden, dass die Bedingung II) mit 0,3 <= Y <= 1,0 weiterhin erfüllt ist, wobei sich Y durch die Formel Y = 0,25 x x / (C + 0,86 x N) berechnen lässt. Ein Y < 0,3 würde sich aus einem zu hohen Gehalt an C bzw. N ergeben. Ein Überschuss an C würde zur überschüssigen Bildung von unerwünschten Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit führen, welche sich negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden. Ein zu hoher Gehalt an N würde zur Bildung von groben N-dominierten Karbonitriden führen, welche sich ebenfalls negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden. Aus diesen Gründen werden die Gehalte der die Bedingung II) bestimmenden Legierungselemente so eingestellt, dass Y mindestens 0,3, insbesondere mindestens 0,35, vorzugsweise mindestens 0,4 beträgt. Ein Y > 1,0 ergibt sich aus einem zu hohen Gehalt in Summe von Ti, Nb und V. Ein Überschuss in Summe von Ti, Nb und V trägt in jedem Fall nicht zur weiteren Festigkeitssteigerung bei, sondern erhöht das Risiko der Bildung von unerwünschten Ausscheidungen, welche sich negativ auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften auswirken. Aus diesem Grund werden die Gehalte der die Bedingung b) bestimmenden Legierungselemente so eingestellt, dass Y höchstens 1,0, insbesondere höchstens 0,8, vorzugsweise höchstens 0,7 beträgt. Y ist maßeinheitenlos.

Des Weiteren kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Cr, Mo, W, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) enthalten sein: Silizium (Si) kann als optionales Legierungselement zur Unterdrückung der Entstehung von Perlit im Gefüge zulegiert werden. Zusätzlich zu Mn trägt Si zur Festigkeitssteigung durch Mischkristallverfestigung des Ferrits bei. Um diese Wirkungen von Si zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,050 % erforderlich. Bei einem zu hohen Gehalt an Si würde die Walzbarkeit des Stahls zu sehr negativ beeinflusst und es kann bei der Walzbearbeitung zu Aufwachsungen auf den Walzen in der Kaltwalzstaffel bzw. im Kaltwalzgerüst kommen. Ferner kann ein zu hoher Gehalt an Si die Oberflächengualität des Stahlflachprodukts bei einer optionalen Feuerverzinkung beeinträchtigen. Um diese negativen Einflüsse von Si zu vermeiden, ist der Gehalt an Si auf höchstens 1,50 % beschränkt, wobei sich Gehalte von insbesondere höchstens 1,00 %, vorzugsweise höchstens 0,70 % im Hinblick auf die Vermeidung negativer Einflüsse der Anwesenheit von Si als besonders günstig erweisen. Wenn besondere Anforderungen an die Stückverzinkungsfähigkeit vorliegen, kann bevorzugt auf ein Si-Zulegieren verzichtet und ein maximaler Gehalt von 0,03 % zugelassen werden.

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

Chrom (Cr), Molybdän (Mo) und/oder Wolfram (W) können als optionalen Legierungselemente entweder einzeln oder in Kombination (Cr und Mo; oder Cr und W; oder Mo und W; oder Cr, Mo und W) zulegiert werden. Wenn Cr, Mo bzw. W vorhanden sind, werden die in der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen teilweise oder komplett abgebunden und verlangsamen bzw. verhindern deren Vergröberung. Die Feinheit der Ausscheidungen ist wesentlich zum Erreichen der angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, insbesondere die Zugfestigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis. Bei sehr kurzen Glühdauern kann die Vergröberung der Ausscheidungen vermieden bzw. reduziert werden. In solchen Fällen ist das Zulegieren mit Cr, Mo und/oder W für die Verlangsamung der Ausscheidungsvergröberung nicht zwingend notwendig. Bei etwas längere Glühdauern kann das Zulegieren mit Cr, Mo und/oder W die übermäßige Vergröberung der Ausscheidungen und folglich die Beeinträchtigung der Zugfestigkeit und des Lochaufweitungsverhältnisses verhindern. Um diese Effekte von Cr, Mo und/oder W zu erzielen, ist ein Gehalt von jeweils mindestens 0,050 %, insbesondere mindestens 0,08 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,10 Gew.-% erforderlich. Bei einem zu hohen Gehalt an Cr, Mo und/oder W steigt die Gefahr, dass sich unerwünschte Phasen bilden, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften beeinträchtigen können. Zudem würde ein Überschuss von Cr eine unerwünschte ausgeprägte Korngrenzenoxidation bewirken. Aus diesen Gründen ist der Gehalt an Cr auf höchstens 1,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 1,2 Gew.-%, vorzugsweise höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt. Mo und W zählen zu den teuersten Legierungselementen, daher sind hohe Gehalte an Mo und W aus wirtschaftlichen Gründen zu vermeiden. Aus diesen Gründen werden die Gehalte an Mo und W jeweils auf 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,3 Gew.-%, vorzugsweise höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt.

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 Gehalt auf höchstens 0,10 %, bevorzugt höchstens 0,05 %, beschränkt. Die untere Grenze kann insbesondere 0,0002 % betragen.

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

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

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

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

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

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 höchstens 0,0010 %, insbesondere höchstens 0,0006 %, vorzugsweise höchstens 0,0004 %, wobei Gehalte von bevorzugt höchstens 0,0002 % angestrebt werden.

Die Angaben in % im Zusammenhang mit den vorgenannten Legierungselementen beziehen sich auf Gewichts-%.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt umfasst ein ferritischen Grundgefüge. Unter ferritischem Grundgefüge ist somit ein Gefüge zu verstehen, welches Ferrit mit einem Anteil von mindestens 90 % aufweist. Der Anteil des ferritischen Gefüges kann insbesondere mindestens 92 %, vorzugsweise mindestens 94 %, bevorzugt mindestens 96 %, weiter bevorzugt mindestens 98 % betragen. Die Hauptbestandteile des Gefüges lassen sich mittels lichtoptischer Mikroskopie (LOM) bei einer 200- bis 2000-fachen Vergrößerung ermitteln. Im ferritischen Gefüge sind feine „Karbid“-Ausscheidungen auf Basis von Ti, Nb und/oder V eingebettet. Die Ausscheidungen weisen einen mittleren Ausscheidungsdurchmesser von höchstens 10 nm, insbesondere von höchstens 7 nm, vorzugsweise von höchstens 5 nm auf. Liegen Ausscheidungen vor, beträgt der mittlere Ausscheidungsdurchmesser > 0 nm. Diese sind aufgrund ihrer Feinheit mittels LOM nicht erkennbar, sondern lassen sich nur mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) bei einer 50.000- bis 500.000-fachen Vergrößerung ermitteln. Harte eisenbasierte Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit sind nachteilig für die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften, insbesondere für das Lochaufweitungsverhältnis, und sind daher unerwünschte Phasen, können aber je nach Legierungselementen in den oben genannten Bereichen in Summe mit weniger als 10 %, insbesondere weniger als 7 %, vorzugsweise weniger als 5 %, bevorzugt weniger als 3 % vorliegen. Des Weiteren kann das Gefüge sonstige herstellungsbedingte unvermeidbare Gefügebestandteile aufweisen, maximal bis zu 1 %, insbesondere maximal bis zu 0,5 %.

Unter Ausscheidungen sind „Karbide“ mit einer NaCI (Bl) Kristallstruktur gemeint, die überwiegend aus C und mindestens einem der Legierungselemente aus der Gruppe Ti, Nb und V bestehen. Falls einer oder mehr der Legierungselemente aus der Gruppe Mo, W oder Cr vorhanden sind, dürfen die ebenfalls in den Ausscheidungen enthalten sein. Außerdem können die Ausscheidungen einen geringen Gehalt an N enthalten. Ausscheidungen mit einem signifikanten Anteil an N sind oft als „Karbonitride“ bezeichnet, haben aber die gleiche Kristallstruktur und Auswirkung auf den mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahls wie Karbide. Die Summe der Gehalte an Ti, Nb und V (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse der Ausscheidungen beträgt daher mindestens 20 Atom.-%. Zur Umrechnung von Gew.-% in Atom.-% wird die übliche Formel KAT = 100 * (KG / mK) / Summe aus (iG / mi) verwendet, wobei KAT und KG die Konzentration von Element K in Atom.-% und Gew.-% sind; mK die Atommasse des Elements K ist; und iG der Gehalt (in Gew.-%) und mi die Atommasse der Komponente i in der Mischung der Komponenten sind. Bei zu niedrigen Gehalten von Ti, Nb und/oder V in den Ausscheidungen handelt es sich nicht um „Karbide“, sondern um andere Ausscheidungen, die deutlich grober als die Ti-, Nb- und/oder V-basierten Ausscheidungen sind, und die die Anforderungen bzgl. die Große der Ausscheidungen nicht erfüllen. Diese Anforderungen sind wesentlich für die Erreichung der angestrebten mechanischtechnologischen Eigenschaften; bei zu groben Ausscheidungen können die Anforderungen bzgl. Zugfestigkeit R _m und Lochaufweitungsverhältnis X nicht erreicht werden.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit R _m von mindestens 550 MPa, insbesondere mindestens 580 MPa, vorzugsweise mindestens 610 MPa, bevorzugt mindestens 650 MPa auf, wobei Zugfestigkeiten auch von mindestens 780 MPa oder sogar 960 MPa erreicht werden können. Die maximale Zugfestigkeit kann beispielsweise 1300 MPa betragen. Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist ein niedriges Dehngrenzenverhältnis auf. Das Dehngrenzenverhältnis wird durch das Verhältnis von der Dehngrenze R _p0 ,2ZU der Zugfestigkeit R _m definiert. Das Dehngrenzenverhältnis beträgt mindestens 0,6, insbesondere mindestens 0,7 und höchstens 0,9, insbesondere höchstens 0,85.

Die Bruchdehnung A ₅₀ bei dem kaltgewalzten Stahlflachprodukt beträgt mindestens 9 %, insbesondere mindestens 11 %, vorzugsweise mindestens 12 %.

Die Zugfestigkeit R _m , die Dehngrenze R _p0 , ₂ sowie die Bruchdehnung A ₅₀ sind im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1:2017 ermittelbar.

Das Lochaufweitungsverhältnis X bei dem kaltgewalzten Stahlflachprodukt beträgt mindestens 40 %, insbesondere mindestens 45 %, vorzugsweise mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 55 %, weiter bevorzugt mindestens 60 %, wobei das Lochaufweitungsverhältnis X nach DIN EN ISO 16630:2017 ermittelbar ist. Hierbei hat sich herausgestellt, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt ein besonders günstiges Verhältnis von Lochaufweitungsverhältnis X zu Zugfestigkeit R _m aufweist. So werden bei einem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt auch bei hohen Zugfestigkeiten hohe Lochaufweitungsverhältnisse erzielt, welche sich in hohen Werten für das Produkt aus Zugfestigkeit R _m und Lochaufweitungsverhältnis X äußern. Es werden daher Werte von mindestens 30.000 MPa*%, insbesondere mindestens 40.000 MPa*%, vorzugsweise mindestens 45.000 MPa*%, bevorzugt mindestens 50.000 MPa*% erreicht.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Diese sind in den Tabellen 1 - 4 zusammengefasst. Tabelle 1 zeigt sowohl die chemischen Zusammensetzungen als auch die Summe X und das Mengenverhältnis Y der Ausführungsbeispiele. Die Produktionsvorgaben mit Bezug auf das Warm- und Kaltwalzen sowie das Glühen und die Verzinkung sind in Tabelle 2 bzw. 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 legierte Schmelzen A - AE 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 sind, dass sie im technischen Sinne „0“, das heißt so gering sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag „-" bezeichnet.

Die aus den Stählen A - AE erzeugten Brammen sind in einem Vorwärmofen, in dem eine Vorwärmtemperatur („VWO“) herrschte, durcherwärmt worden. Anschließend sind die vorerwärmten Brammen in konventioneller Weise zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt (Warmband) warmgewalzt worden. Das jeweils erhaltene warmgewalzte Stahlband hat die Warmwalzstaffel mit einer Warmwalzendtemperatur („WET“) verlassen und ist anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit („KR1“) auf eine Haspeltemperatur („HT“) abgekühlt worden, bei der sie jeweils zu einem Coil gehaspelt worden sind. Nach der Abkühlung des Coils auf Raumtemperatur ist das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise gebeizt worden und anschließend mit einem Kaltwalzgrad („KWG“) zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt worden.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung ist bei der Erzeugung der kaltgewalzten Stahlflachprodukte jeweils eine der in Tabelle 2 angegebenen Kombinationen I - XII von VWO, WET, KR1, HT und KWG gewählt worden. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus I - XII und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 2 durch Unterstreichung hervorgehoben.

Nach dem Kaltwalzen ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im kontinuierlichen Durchlauf in einer Induktionsglühanlage geglüht worden. Während des Glühens wird das kaltgewalzte Stahlband mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit („HR“) auf eine (mittlere) Glühtemperatur („GT“) aufgeheizt, bei der es über eine Haltezeit („HZ“) gehalten worden ist. Anschließend ist das kaltgewalzte Stahlband mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR2“) auf eine Temperatur von höchstens 550 °C abgekühlt worden. Das so erzeugte Stahlflachprodukt ist gegebenenfalls mit einem Dressiergrad („DG“) dressiert worden und/oder mit einem Zn- basierten Korrosionsschutzüberzug beschichtet worden.

In den Ausführungsbeispielen erfolgt das Glühen und gegebenenfalls die Verzinkung nach einer in Tabelle 3 angegebenen Kombinationen a - i von HR, GT, HZ, KR2 und DG. Für die Kombinationen a - i ist ebenfalls angegeben, ob das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einem Zn-Überzug beschichtet worden ist. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus a - i und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 3 durch Unterstreichung hervorgehoben.

An den so erzeugten Stahlflachprodukten sind sowohl die mechanisch-technologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen wie die Dehngrenze R _p0 , ₂ , die Zugfestigkeit R _m , das Dehngrenzenverhältnis R _p o,2 / R _m , die Bruchdehnung A ₅₀ , das Lochaufweitungsverhältnis X, das Produkt Rm * X, der mittlere Ausscheidungsdurchmesser DM und der Ferritanteil F des Gefüges, sind in Tabelle 4 zusammengefasst. Bei auf Basis der warmgewalzten Stahlflachprodukte Al - AE1 erzeugten Stahlflachprodukten ist zusätzlich angegeben, aus welchem der Stähle A -AE das Stahlsubstrat des jeweiligen Stahlflachprodukts bestand (Spalte „Analyse“), welche der Kombinationen I - XII der Warmbanderzeugung (Spalte „Walzen“) und welche der Varianten a - i der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags das jeweilige Stahlsubstrat durchlaufen hat (Spalte „Glühen“).

Beispiel Al ist ein erfindungsgemäßes Beispiel, welches aus einem Stahlsubtrat 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.

Beispiele A2 - A4 sind vergleichbar mit Beispiel Al , außer dass die Warmwalzbedingungen von den erfindungsgemäß erforderlichen Vorgaben abweichen. In diesem Sinne dienen sie als Gegenbeispiele. Bei Beispiel A2 wurde die Bramme mit einer zu niedrigen Vorwärmtemperatur VWO erwärmt, so dass die Bramme nicht vollständig ausgeglüht wurde. Infolgedessen wirkten sich die Legierungselemente und die Herstellungsverfahren auf die mechanischen Eigenschaften nicht aus. Bei Beispiel A3 wurde eine zu niedrige Walzendtemperatur WET eingestellt, so dass die angestrebte Isotropie des Materials durch Effekte des thermomechanischen Walzens verloren ging. Bei Beispiel A4 wurde das warmgewalzte Stahlband mit einer zu niedrigen Abkühlrate KR1 abgekühlt, so dass grobe Ausscheidungen vor dem Haspel gebildet worden sind. Infolgedessen konnten die erforderliche Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden.

Die chemischen Analysen B - G sind Variationen der Analyse A, wobei Ti durch verschiedene Kombinationen von Ti, Nb bzw. V ersetzt wurde. Die chemischen Analysen H - J sind ebenfalls Variationen der Analyse A, welche zusätzlich Cr, Mo oder Mo enthalten. Für alle Analysen B - J wurden sowohl andere Legierungsbestandteile als auch die Summe X und das Mengenverhältnis Y jeweils gleich wie bei der Analyse A behalten. Die daraus erzeugten Beispiele Bl - J1 wurden mit den gleichen Bedingungen wie Beispiel Al durchprozessiert. Dies ergab mechanisch-technologische Eigenschaften auf dem gleichen Niveau wie Beispiel Al .

Die Beispiele Kl - Ml sind Gegenbeispiele, die ebenfalls auf dem Beispiel Al basieren. Bei Beispiel Kl ist Summe X und folglich das Mengenverhältnis Y zu niedrig. Beispiel LI hat einen zu niedrigen Gehalt an C und folglich ein zu hohes Mengenverhältnis Y. Im Gegensatz dazu hat Beispiel Ml einen sehr hohen Gehalt an C und folglich ein zu niedriges Mengenverhältnis Y. Die Beispiel Kl - Ml sind mit den gleichen Prozessbedingungen wie Beispiel Al erzeugt, haben jedoch in Folge der abweichenden chemischen Analysen mechanisch-technologische Eigenschaften außerhalb des Zielbereichs.

Die Stähle N und 0 sind niedriglegierte Konzepte, die sich nur durch ihre C-Gehalte und folglich in den Mengenverhältnissen Y unterscheiden. Anhand des Stahls N wurde in den Beispielen NI - N4 der Einfluss des Kaltwalzgrads KWG untersucht. Dadurch wurde gezeigt, dass mit abnehmendem KWG die Zugfestigkeit Rm abnimmt und das Lochaufweitungsverhältnis X zunimmt. Der Stahl 0 hat einen etwas höheren Gehalt an C und folglich ein niedrigeres Y im Vergleich zum Stahl N. Dies ergab eine erhöhte R _m und ein reduziertes X im Vergleich zum Beispiel N2, welche mit den gleichen Bedingungen prozessiert wurde.

Die Stähle P und Q sind sehr niedriglegierte Konzepte, bei denen hohe Mengenverhältnisse Y durch Einstellen der Gehalte an C und Nb erzielt wurden. Die daraus erzeugten Beispiele PI und Ql wurden mit den gleichen Bedingungen wie die Beispiel N2 und 01 prozessiert. Im Vergleich zu den Beispiele N2 und 01 wiesen die Beispiele PI und Ql niedrigere aber noch akzeptable Zugfestigkeiten R _m auf.

Mit den Stählen R - U wurde der Einfluss von Mn auf die mechanischen Eigenschaften untersucht. Die Stähle R - U haben im Vergleich zum Stahl A niedrigere Mn-Gehalte. Außerdem sind Stähle R - U im Gegensatz zum Stahl A mit Cr und Mo legiert. Die daraus erzeugten Beispiele RI - Ul wurden mit den gleichen Bedingungen wie die Beispiele N2 und 01 - Ql prozessiert. Dies zeigte, dass die Zugfestigkeit mit steigendem Mn-Gehalt zunimmt. Der Stahl U wurde in den Beispielen Ul - U5 benutzt, um den Einfluss der Aufheizrate HR; der Haltezeit HZ und der Abkühlrate KR2 zu untersuchen. Dies zeigt, dass mit abnehmenden HR und KR2 und zunehmenden HZ die Ausscheidungsgröße zunimmt und folglich die R _m und das X abnehmen. Im Beispiel U2 wurde eine zu niedrige HR und KR2 und eine zu lange HZ eingestellt. Dies führte zu einer zu hohen Ausscheidungsgröße und folglich, zu einem R _m und einem X außerhalb der erforderlichen Bereiche. Das Beispiel U2 dient daher als Gegenbeispiel.

Die Stähle V und W sind mittelfeste Varianten, die höheren Gehalte an AI bzw. Si haben. Diese wurden in den Beispielen VI - W3 benutzt, um den Einfluss der Haspeltemperatur HT zu untersuchen. Dies zeigt, dass mit steigender HT die Ausscheidungsgröße zunimmt und folglich die R _m und das X abnehmen. In den Gegenbeispiele V3 und W3 wurde eine zu hohe HT eingestellt. Dies führte zu einer zu hohe Ausscheidungsgröße und folglich zu einem zu niedrigen Produkt R _m x X.

Die Stähle X und Y sind höherfeste Varianten, die noch höhere Gehalte an AI bzw. Si haben. Diese wurden in den Beispielen XI - Y4 mit einer niedrigen Walzendtemperatur WET, Abkühlgeschwindigkeit KR1 und Haspeltemperatur HT warmgewalzt. In den Beispielen XI - Y4 wurde der Einfluss der Glühtemperatur GT untersucht. Dies zeigt, dass mit steigenden GT die R _m abnimmt und das X zunimmt. In den Gegenbeispiele XI und Y1 wurde eine zu niedrige GT eingestellt. Dies führte zu einer unzureichenden Erholung bzw. Rekristallisierung des Gefüges und folglich zu einem zu niedrigen X.

Die Stähle Z und AA sind höchstfeste Varianten, die sehr hohe Gehalte an Si bzw. AI haben. Die daraus erzeugten Beispiele ZI und AA1 wiesen ein hohes X bei einem sehr hohen R _m auf. Der Stahl AB ist ähnlich wie der Stahl Z, abgesehen von einem zu hohen C-Gehalt. Das daraus erzeugte Beispiel ABI wurde mit den gleichen Bedingungen wie das Beispiel ZI prozessiert. Aufgrund des Überschusses an C, enthielt Beispiel ABI einen zu niedrigen Anteil von Ferrit. Dies führte zu einer starken Verschlechterung der mechanisch-technologischen Eigenschaften. Daher dient Beispiel ABI als Gegenbeispiel.

Die Stähle AC - AE sind vergleichbar mit dem Referenzbeispiel A, haben jedoch eine unterschiedliche Konzentration an Verunreinigungen P, S, N und Cu. Diese wurden in Beispiel AC1 - AE1 mit den gleichen Bedingungen wie das Beispiel Al prozessiert. Der Stahl AC hat eine sehr niedrige Konzentration an Verunreinigungen. Das daraus erzeugte Beispiel AC1 hat mechanisch-technologische Eigenschaften vergleichbar mit denen von Beispiel Al . Der Stahl AD hat im Vergleich zum Stahl A eine höhere aber noch akzeptable Konzentration an Verunreinigungen. Das daraus erzeugte Beispiel ADI hat schlechtere mechanisch- technologische Eigenschaften als Beispiel Al, sie lagen jedoch noch innerhalb der erforderlichen Bereiche. Der Stahl AE hat eine zu hohe Konzentration an Verunreinigungen. Infolgedessen hat das daraus erzeugte Beispiel AE1 einen zu niedrigen Anteil von Ferrit und einen zu hohen Ausscheidungsdurchmesser und folglich ein zu niedriges X.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Tabelle 4