[0001] Die Erfindung betrifft ein für ein Presshärten geeignetes beschichtetes Stahlflachprodukt,
welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zu
seiner Herstellung.
[0002] Wenn vorliegend von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, so sind damit Stahlbänder,
Stahlbleche oder daraus gewonnene Platinen und desgleichen gemeint. Unter Platinen
werden in der Regel Blechtafeln verstanden, die komplexere Umrisse als die Stahlbänder
oder Stahlbleche, aus denen sie hervorgehen, aufweisen können.
[0003] Im Karosseriebau werden Stähle eingesetzt, an die hohe Anforderungen hinsichtlich
ihrer mechanischen Eigenschaften aber auch hinsichtlich ihres Verarbeitungsverhaltens
gestellt werden. Ein Stahlflachprodukt, welches zu einem Stahlbauteil umgeformt wird,
durchläuft verschiedene Fertigungsschritte. Unter anderem wird es kaltverformt. Dies
kann zum Beispiel durch Richten, Schneiden oder Umformen geschehen. Ein gutes Kaltumformverhalten
zeigt sich unter anderem in einer guten Maßhaltigkeit, Qualität der Schnittkanten
und ebenmäßigere Oberfläche der kaltverformten Teile. Ein gutes Kaltumformverhalten
wird durch Stähle mit einer niedrigen Streckgrenze und einer hohen Gleichmaßdehnung
begünstigt. Als besonders günstig in der Verarbeitung erweisen sich dabei Stähle,
deren Streckgrenze idealerweise kontinuierlich verläuft oder nur schwach ausgeprägt
ist. Kontinuierlich verlaufende Streckgrenzen werden oftmals auch als Dehngrenzen
bezeichnet.
[0004] Die Alterung von Stahl wird durch freien Kohlenstoff im Ferrit hervorgerufen. Bei
Temperaturen von über 300°C ist die Löslichkeit von Kohlenstoff in Ferrit deutlich
größer als bei Raumtemperatur, sodass sich ein gewisser freier Kohlenstoffgehalt einstellt.
Temperaturen von über 300°C werden in der Regel bei Beschichtungsprozessen wie zum
Beispiel beim Schmelztauchbeschichten erreicht. Bei den für Beschichtungsprozesse
typischen Temperatur- und Zeitverläufen kann somit Kohlenstoff im Stahl diffundieren.
Der Anteil freien Kohlenstoffs bei Raumtemperatur ist dann deutlich größer als der
Gleichgewichtsgehalt, da die Annäherung an das thermodynamische Gleichgewicht eine
längere Zeitspanne benötigt, als während der auf die Beschichtung folgenden Abkühlung
auf Raumtemperatur zur Verfügung stehen. Bei Raumtemperatur ist der Ferrit dann sehr
stark mit Kohlenstoff übersättigt. Als interstitielles Legierungselement kann Kohlenstoff
allerdings auch bei Raumtemperatur noch sehr langsam diffundieren und lagert sich
an Fehlstellen, wie unter anderem auch an Versetzungen an. Dieses Phänomen wird auch
als Alterung und die an den Fehlstellen angelagerten interstitiell gelösten Atome
als Cottrell-Wolken bezeichnet. Die Versetzungen werden durch den Kohlenstoff blockiert,
sodass sich eine ausgeprägte Streckgrenze ergibt, welche für eine Kaltumformung sehr
unerwünscht ist. Unter anderem wird ein Richten des Stahlflachprodukts durch das diskontinuierliche
Verformungsverhalten erschwert. Der erhöhte Verformungswiderstand führt zu einem erhöhten
Werkzeugverschleiß beim Platinenbeschnitt und eine mögliche anschließende tiefziehende
Kaltumformung führt zu einer unebenen, ungleichmäßigen Oberfläche. Insofern sollte
eine Alterung des Stahls durch freien Kohlenstoff nach Möglichkeit verhindert oder
zumindest abgemildert werden.
[0005] Aus
EP 2848709 A1 ist ein Stahlflachprodukt bekannt, das aus einem Stahl gebildet wird, der 0,2-0,5
Gew.-% C, 0,5-3,0 Gew.-% Mn, 0,002-0,004 Gew.-% B sowie optional eines oder mehrere
Elemente der Gruppe "Si, Cr, Al, Ti" in folgenden Gehalten enthält: 0,1-0,3 Gew.%
Si, 0,1-0,5 Gew.-% Cr, 0,02-0,05 Gew.-% Al, 0,025-0,04 Gew.-% Ti. Das Stahlflachprodukt
wird mit einem Korrosionsschutzüberzug beschichtet, der aus einer Aluminium-ZinkLegierung
gebildet ist. Das beschichtete Stahlflachprodukt ist zur Herstellung eines Bauteils
mittels Presshärten vorgesehen. Entsprechend beschaffene Stahlflachprodukte sind nur
in geringem Maße alterungsbeständig und weisen nach dem Beschichten und Altern eine
stark ausgeprägte Streckgrenze auf.
[0006] Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, ein für ein Presshärten geeignetes, beschichtetes
Stahlflachprodukt mit einer guten Alterungsbeständigkeit sowie ein Verfahren zu dessen
Herstellung zur Verfügung zu stellen.
[0007] Hinsichtlich des Stahlflachprodukts wird diese Aufgabe durch ein Stahlflachprodukt
mit den in Anspruch 1 angegebenen Merkmalen gelöst. Vorteilhafte und bevorzugte Ausgestaltungen
des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sind in den auf Anspruch 1 rückbezogenen
Ansprüchen angegeben. Hinsichtlich des Verfahrens ist die Aufgabe durch ein Verfahren
mit den in Anspruch 10 genannten Merkmalen gelöst. Vorteilhafte und bevorzugte Ausgestaltungen
des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den auf Anspruch 10 rückbezogenen Ansprüchen
angegeben.
[0008] Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%) aus 0,10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn,
0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02
% N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in
folgenden Gehalten: B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01
- 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 %.
[0009] Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden,
beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes
ausdrücklich angegeben ist.
[0010] Kohlenstoff wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten verzögernd auf die Bildung
von Ferrit und Bainit. Gleichzeitig wird Austenit stabilisiert und die Ac3-Temperatur
verringert. Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
ist auf 0,10 und 0,4 Gew.-% beschränkt. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,10
Gew.-% ist erforderlich, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts und die Zugfestigkeit
des pressgehärteten Produkts mindestens 1000 MPa zu gewährleisten. Soll ein höheres
Festigkeitsniveau angestrebt werden, so werden bevorzugt C-Gehalte von mindestens
0,15 Gew.-% eingestellt. Wird der C-Gehalt weiter angehoben auf Werte von mindestens
0,19 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,205 Gew.-%, so kann überdies die Härtbarkeit
verbessert werden, sodass das Stahlflachprodukt eine sehr gute Kombination aus Härtbarkeit
und Festigkeit aufweist. Kohlenstoffgehalte größer 0,4 Gew.-% wirken sich jedoch nachteilig
auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts aus, da C-Gehalte größer
0,4 Gew.-% während des Presshärtens die Bildung spröden Martensits fördern. Durch
hohe C-Gehalte kann darüber hinaus die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden.
Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt bevorzugt auf höchstens
0,3 Gew.-% eingestellt werden. Bei C-Gehalten von höchstens 0,25 Gew.-%, insbesondere
höchstens 0,235 Gew.-% kann die Schweißbarkeit nochmals deutlich verbessert und zusätzlich
ein gutes Verhältnis von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch nach
VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.
[0011] Silizium wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie
der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet.
Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel,
was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05
Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens
0,15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der
Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,5 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das
Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte
von höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt,
um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
[0012] Mangan wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark
verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,5 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst
bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden
werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,9 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,10
Gew.-%, sind bevorzugt, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen
größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,0 Gew.-%
wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt
erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-% beschränkt ist. Vor
allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt
auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1,30 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte
kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen
bevorzugt.
[0013] Aluminium wird als Desoxidationsmittel zur Abbindung von Sauerstoff eingesetzt. Zudem
hemmt Aluminium die Zementitbildung. Zur sicheren Abbindung von Sauerstoff werden
mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, Aluminium im Stahl benötigt.
Da allerdings auch die Ac3-Temperatur deutlich mit steigendem Al-Legierungsgehalt
nach oben verschoben wird, ist der Al-Gehalt auf 0,2 Gew.-% begrenzt. Ab einem Gehalt
von 0,2 Gew.-% behindert Al die Umwandlung in den Austenit vor dem Presshärten zu
stark, sodass die Austenitisierung nicht mehr zeit- und energieeffizient durchgeführt
werden kann. Für übliche Ofentemperaturen zwischen 850 und 950°C, welche zum Austenitisieren
vor dem Presshärten eingestellt werden, wird bevorzugt ein Al-Gehalt von höchstens
0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,05 Gew.-% eingestellt, um den Stahl vollständig
zu austenitisieren.
[0014] Chrom wird dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,005
- 1,0 Gew.-% zugegeben. Chrom beeinflusst die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts,
indem es die diffusive Umwandlung während des Presshärtens verlangsamt. Chrom wirkt
in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten ab einem Gehalt von 0,005 Gew.-% günstig
auf die Härtbarkeit, wobei ein Cr-Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere mindestens
0,18 Gew.-% für eine sichere Prozessführung, vor allem zur Verhinderung der Bainitbildung,
bevorzugt wird. Enthält der Stahl mehr als 1,0 Gew.-% Chrom, so verschlechtert sich
das Beschichtungsverhalten. Um eine gute Oberflächenqualität zu erhalten, kann der
Cr-Gehalt bevorzugt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,28 Gew.-%,
begrenzt sein.
[0015] Chrom ist ein Karbidbildner und senkt als solcher den Anteil an im Stahlflachprodukt
vorhandenem gelöstem Kohlenstoff. Dies trifft vor allem bei einer langsamen Abkühlung
des Stahlflachprodukts mit Abkühlraten von höchstens 25 K/s oder höchstens 20 K/s
zu, wie sie während des Abkühlens des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur
im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450 °C oder im Temperaturbereich zwischen
400°C und 220 °C erfolgt. Die durch Chrom abgebundenen Kohlenstoffatome diffundieren
nicht zu Versetzungen und blockieren diese nicht, sodass die Bildung einer ausgeprägten
Streckgrenze reduziert oder ganz unterdrückt ist. Der Cr-Gehalt ist dabei so gewählt,
dass bei Durchführung eines Beschichtungsprozesses vor dem Beschichten nur wenig Kohlenstoff
durch Chrom abgebunden wird und die Bildung von Chromkarbiden vor allem während der
nach dem Beschichten erfolgenden Abkühlung erfolgt. Die Chromkarbide stellen bevorzugte
Keimstellen für andere Ausscheidungen wie zum Beispiel Vanadiumkarbide dar und umgekehrt.
Dies führt zu einer schnelleren Abbindung des noch freien Kohlenstoffs, sodass die
Bildung einer ausgeprägten Streckgrenze weiter reduziert oder ganz unterdrückt ist.
[0016] Vanadium (V) kommt im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere
Bedeutung zu. Vanadium ist ein sehr kohlenstoffaffines Element. Wenn Vanadium frei,
das heißt in ungebundenem oder gelöstem Zustand, vorliegt, kann es übersättigt gelösten
Kohlenstoff in Form von Karbiden oder Clustern binden oder zumindest seine Diffusionsgeschwindigkeit
verringern. Entscheidend ist dabei, dass V in gelöstem Zustand vorliegt. Überraschenderweise
haben sich insbesondere sehr geringe V-Gehalte als besonders günstig für die Alterungsbeständigkeit
erwiesen. Bei höheren V-Gehalten können sich schon bei höheren Temperaturen größere
Vanadiumkarbide bilden, welche sich dann bei Temperaturen von 650-900°C, welche typisch
für Durchlaufglühen von Schmelztauchbeschichtungsanlagen sind, nicht mehr auflösen.
Schon kleinste Mengen Vanadium von 0,001 Gew.-% können bereits freien Kohlenstoff
bei der Anlagerung an Versetzungen behindern. Ab einem V-Gehalt von 0,2 Gew.-% tritt
keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit mehr durch Vanadium auf. Die alterungshemmende
Wirkung von Vanadium ist bei Gehalten bis zu 0,009 Gew.-% besonders ausgeprägt, wobei
sich ein maximaler Effekt ab einem bevorzugten Gehalt von 0,002 Gew.-% einstellt.
Um die alterungshemmende Wirkung von Vanadium besonders sicher zu nutzen, kann der
Vanadiumgehalt in einer bevorzugten Ausführung auf höchstens 0,004 Gew.-%, insbesondere
auf höchstens 0,003 Gew.-% eingeschränkt werden. Bei Gehalten größer 0,009 Gew.-%
bilden sich vermehrt Vanadiumkarbide. Vanadiumkarbide können ab einem Vanadiumgehalt
im Stahl von 0,009 Gew.-% nicht bei Temperaturen von 700 bis 900 °C, welche zum Beispiel
typisch für Glühtemperaturen in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage sind, aufgelöst
werden. Mit zunehmendem Vanadiumgehalt steht nicht unweigerlich mehr freies Vanadium
zur Verfügung, da die Ausscheidungskinetik von Vanadiumkarbiden immer weiter beschleunigt
wird, sodass die Vanadiumkarbide zwar größer und stabiler werden, der Anteil gelösten
Vanadiums aber nicht weiter zunimmt. Dieser Effekt tritt insbesondere bei Gehalten
von mehr als 0,030 Gew.-% auf, weshalb der Gehalt bevorzugt auf Werte von höchstens
0,030 Gew.-% eingestellt wird. Da Vanadium neben der Verringerung von Alterungseffekten
auch zur Steigerung der Festigkeit durch Ausscheidungsverfestigung beiträgt, können
höhere Gehalte von bis zu 0,2 Gew.-% bevorzugt zur Festigkeitssteigerung eingestellt
werden. Der Vanadiumgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist
zum einen aus Kostengründen auf höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt. Zum anderen bewirken
höhere Gehalte keine wesentliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.
[0017] Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz
in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess
beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich
gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit
mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,1 Gew.-%
tritt zudem eine zunehmende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens
0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
ist auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,003 Gew.-%, begrenzt.
[0018] Stickstoff (N) ist aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl
vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-%
betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich,
da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor
verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,01 Gew.-%,
insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte.
[0019] Bor, Titan, Niob, Nickel, Kupfer, Molybdän und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert
werden.
[0020] Bor kann optional hinzulegiert werden, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts
zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen
die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens
unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von
mindestens 0,0005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten
über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide,
welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und
den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens
0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-% beschränkt. Bei einer Zulegierung
von Bor wird bevorzugt auch Titan zur Abbindung von Stickstoff hinzulegiert. Der Ti-Gehalt
sollte in diesem Fall bevorzugt mindestens das 3,42-fache des Gehalts an Stickstoff
betragen.
[0021] Titan (Ti) ist ein Mikrolegierungselement, welches optional hinzulegiert werden kann,
um zur Kornfeinung beizutragen. Außerdem bildet Titan mit Stickstoff grobe Titannitride,
weshalb der Ti-Gehalt vergleichsweise gering gehalten werden soll. Titan bindet Stickstoff
ab und ermöglicht Bor so, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Für eine
ausreichende Abbindung von Stickstoff wird mindestens das 3,42-fache des Stickstoffgehalts
benötigt, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, bevorzugt mindestens 0,023 Gew.-% Ti,
für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,1 Gew.-% Ti
verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb
größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern,
kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,038 Gew.-% beschränkt sein.
[0022] Niob (Nb) kann optional hinzulegiert werden, um ab einem Gehalt von 0,001 Gew.-%
zur Kornfeinung beizutragen. Allerdings verschlechtert Niob die Rekristallisierbarkeit
des Stahls. Bei einem Nb-Gehalt von über 0,1 Gew.-% lässt sich der Stahl nicht mehr
in üblichen Durchlauföfen vor der Feuerbeschichtung rekristallisieren. Um das Risiko
einer Verschlechterung der Rekristallisierbarkeit zu reduzieren, kann der Nb-Gehalt
bevorzugt auf 0,003 Gew.-% beschränkt werden.
[0023] Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01
Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand
gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Ab einem
Gehalt von 0,8 Gew.-% verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender
Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,8 Gew.-%,
bevorzugt höchstens 0,10 Gew.-% beschränkt ist.
[0024] Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden,
um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken.
Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere,
wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen
Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01
Gew.-% Nickel hinzulegiert werden. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt
auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, beschränkt bleiben.
[0025] Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden,
da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden
sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden
auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen
deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert,
was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit
einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 1,0 Gew.-%,
bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-% betragen.
[0026] Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 -1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der
Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt
sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal
1,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist nach
dem Beschichten eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5% auf. Die Streckgrenze
eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weist einen kontinuierlichen Verlauf oder
nur eine geringe Ausprägung auf. Kontinuierlicher Verlauf bedeutet im Sinne der Erfindung,
dass keine ausgeprägte Streckgrenze vorliegt. Eine Streckgrenze mit kontinuierlichem
Verlauf kann auch als Dehngrenze Rp0,2 bezeichnet werden. Unter einer Streckgrenze
mit geringer Ausprägung wird vorliegend eine ausgeprägte Streckgrenze verstanden,
bei welcher die Differenz ΔRe zwischen oberem Streckgrenzenwert ReH und unterem Streckgrenzenwert
ReL höchstens 45 MPa beträgt. Es gilt:
ΔRe = (ReH - ReL) ≤ 45 MPa mit ReH = obere Streckgrenze in MPa und
ReL = untere Streckgrenze in MPa.
[0027] Eine besonders gute Alterungsbeständigkeit lässt sich bei Stahlflachprodukten erzielen,
für die die Differenz ΔRe höchstens 25 MPa beträgt.
[0028] Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines für ein Presshärten geeigneten
beschichteten Stahlflachprodukts, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit
aufweist, umfasst folgende Arbeitsschritte:
- a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus (in Gew.-%) 0,10
- 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001
- 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der
Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti:
0,001 - 0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 -
1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
- b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400
°C;
- c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt
mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
- d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur
(T3) 750 - 1000 °C beträgt;
- e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur
(T4) höchstens 700 °C beträgt;
- f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
- g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens
30 % beträgt;
- h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
- i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800
°C beträgt;
- j) Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug;
- k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung
im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1)
von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer
mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt;
- l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
[0029] In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt
vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann
eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme
sein.
[0030] In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400
°C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das
Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1100 - 1400 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur
sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden
Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400
°C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.
[0031] Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt.
Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu
Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen
werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des
Vorwalzens mindestens 1000 °C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für
den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen
können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig
auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum
während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts
am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200 °C betragen.
[0032] In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c)
ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt.
Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt unmittelbar nach dem
Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach
dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt
wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die
Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts
am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000 °C. Bei Endwalztemperaturen kleiner
750 °C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden
ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr
groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und
werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten
durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von
höchstens 1000 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen.
Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000 °C prozesstechnisch relevant
zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700°C.
[0033] Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder
als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen
Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu
wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50 s auf eine Haspeltemperatur
(T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine
Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens
700 °C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur
ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen
von mindestens 500 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird
das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
[0034] In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise
durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
[0035] Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung
in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise
höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der
Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt
genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter
dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen
ΔdKW durch die Warmbanddicke d verstanden:

mit ΔdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei
sich die Dickenabnahme ΔdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor
dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt
vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke
d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband
bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen.
Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung
von Bandrissen erwiesen.
[0036] In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen
(T5) von 650 - 900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb
von 10 bis 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600 s bei der Glühtemperatur
gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C,
um Vanadium in Lösung zu halten. Thermodynamisch betrachtet scheidet sich bei V-Gehalten
von 0,002 Gew.-% und Temperaturen oberhalb von 650 °C Vanadiumkarbid aus oder bereits
gebildete Vanadiumkarbide lösen sich nicht mehr auf. Allerdings sind sehr feine Vanadiumkarbide
aufgrund ihrer hohen Oberflächenenergie thermodynamisch instabil. Dieser Effekt wird
in der vorliegenden Erfindung genutzt, um bei Temperaturen von 650 - 900 °C Vanadium
in Lösung zu bringen oder bereits gelöstes Vanadium in Lösung zu halten, was sich
positiv auf die Alterungsbeständigkeit des Stahlflachprodukts auswirkt. Bei Glühtemperaturen
oberhalb von 900 °C wird keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit erreicht, weshalb
die Glühtemperatur auch aus ökonomischen Gründen auf 900 °C beschränkt ist.
[0037] In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Vorkühltemperatur
(T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten.
Die Vorkühltemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur
des Beschichtungsbads abgestimmt. Die Vorkühltemperatur beträgt 600 - 800 °C, bevorzugt
mindestens 640 °C, besonders bevorzugt höchstens 700 °C. Die Dauer der Abkühlung des
geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Vorkühltemperatur T6
beträgt bevorzugt 10 - 180 s.
[0038] Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen.
Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten.
Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten
des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt
als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei
kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzenbad in
Kontakt, sodass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzenbad, das die auf das Stahlflachprodukt
aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur
(T7) von 640 - 720 °C auf. Als zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte
mit einem Korrosionsschutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis
erwiesen. Das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutzüberzug
in flüssiger Form enthält, enthält typischerweise neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium,
bevorzugt 9 - 12 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare
Verunreinigungen, wobei die Summe der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt.
Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise unvermeidbare Anteile an
Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein.
[0039] Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt
k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlrate wird dabei derart eingestellt, dass
ein möglichst großer Anteil übersättigt gelösten Kohlenstoffs durch Vanadium abgebunden
werden kann. Darum soll die mittlere Abkühlrate (CR1) in einem Temperaturbereich,
welcher optimal für die Ausscheidungskinetik von Vanadium ist, und welcher bei Stahlflachprodukten
mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung zwischen 600°C und 450 °C liegt, höchstens 25
K/s, bevorzugt höchstens 18 K/s, besonders bevorzugt höchstens 12 K/s betragen.
[0040] Der Umfang, in welchem freier Kohlenstoff durch Vanadium abgebunden wird, nimmt zu,
wenn die Abkühlung in einem Temperaturbereich zwischen 400°C und 220 °C mit einer
geringeren Abkühlrate erfolgt als im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450 °C.
Die mittlere Abkühlrate (CR2) sollte deshalb zwischen 400°C und 220 °C höchstens 20
K/s, bevorzugt 14 K/s, besonders bevorzugt höchstens 9,5 K/s betragen. Im Temperaturbereich
zwischen 400°C und 220 °C besitzt der freie Kohlenstoff des Stahlflachprodukts noch
eine zur Rekombination mit Vanadium ausreichende Diffusionsgeschwindigkeit, was das
Abbinden freien Kohlenstoffs begünstigt. Außerdem ist in diesem Temperaturbereich
die Triebkraft für das Wachstum von Vanadiumkarbiden besonders hoch, wodurch ebenfalls
freier Kohlenstoff gebunden wird. Dies gilt insbesondere für V-Gehalte von 0,002-0,009
Gew.-%.
[0041] Darüber hinaus ist im Temperaturbereich zwischen 400°C und 220 °C die Triebkraft
für die Bildung von Eisenkarbiden, welche bevorzugt an bereits vorhandenen Karbiden
der Mikrolegierungselemente wie Vanadium, Niob oder Titan keimen, besonders hoch.
Durch die Bildung von Eisenkarbiden wird ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden, was
sich günstig auf das Alterungsverhalten auswirkt.
[0042] Im Temperaturbereich zwischen der Glühtemperatur und 600°C, zwischen 450°C und 400°C
sowie zwischen 220°C und Raumtemperatur hat die Abkühlrate keinen wesentlichen Einfluss
auf die Alterungsbeständigkeit. Aus prozesstechnischen Gründen wird zwischen der Glühtemperatur
und 600°C sowie zwischen 450°C und 400°C bevorzugt eine mittlere Abkühlrate von höchstens
25 K/s und zwischen 220°C und Raumtemperatur eine mittlere Abkühlrate von höchstens
20 K/s eingestellt. Aus ökonomischen Gründen beträgt die mittlere Abkühlrate bevorzugt
in den einzelnen Temperaturbereichen jeweils mindestens 0,1 K/s. Unter der mittleren
Abkühlrate wird vorliegend die durchschnittliche Abkühlrate verstanden, die sich rein
rechnerisch aus dem Quotienten der Temperaturdifferenz des betrachteten Abkühltemperaturbereichs
durch die für die Abkühlung in diesem Temperaturbereich benötigte Zeit ergibt. Dies
ist beispielsweise für eine Abkühlung von einer Temperatur TX auf eine Temperatur
TY: (TX-TY)/Δt, wobei TX die Temperatur zu Beginn der Abkühlung in K, TY die Temperatur
am Ende der Abkühlung in K und Δt die Dauer der Abkühlung von TX auf TY in s sind.
[0043] Prinzipiell kann die Abkühlung beliebig langsam durchgeführt werden, da der Anteil
freien Kohlenstoffs kontinuierlich abnimmt, was die Alterungsneigung verbessert. Aufgrund
technischer Gegebenheiten und aus wirtschaftlichen Gründen kann die Abkühlrate des
gesamten Abkühlprozesses, das heißt der Abkühlung des beschichteten Stahlflachprodukts
nach Austritt aus dem Beschichtungsbad bis zum Erreichen der Raumtemperatur, nach
unten begrenzt werden auf Werte von typischerweise mindestens 0,1 K/s.
[0044] Ein nach erfolgter Abkühlung auf dem Stahlsubstrat aufliegender Korrosionsschutzüberzug
enthält typischerweise 3 - 15 Gew.-% Silizium, bevorzugt 9 - 12 Gew.-% Silizium, besonders
bevorzugt 9-10 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare
Verunreinigungen und Rest Aluminium. Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise
unvermeidbare Anteile an Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein. Die Überzugszusammensetzung
kann beispielsweise mit Hilfe der Glimmentladungsspektroskopie (GDOES) bestimmt werden.
[0045] Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad
von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauhigkeit des Stahlflachprodukts
zu verbessern.
[0046] Ein erfindungsgemäß erzeugtes Stahlflachprodukt ist für ein Presshärten geeignet
und weist einen Korrosionsschutzüberzug, eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens
11,5% sowie eine kontinuierliche Streckgrenze oder eine ausgeprägte Streckgrenze,
bei welcher die Differenz zwischen der oberen und der unteren Streckgrenze höchstens
45 MPa beträgt, auf.
[0047] In einer bevorzugten Ausführung beträgt die kontinuierliche Streckgrenze beziehungsweise
die untere Streckgrenze mindestens 380 MPa, bevorzugt mindestens 400 MPa, insbesondere
mehr als 400 MPa, und besonders bevorzugt mindestens 410 MPa und ganz besonders bevorzugt
mindestens 420 MPa.
[0048] In einer weiteren bevorzugten Ausführung weist das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit
von mindestens 540 MPa, besonders bevorzugt mindestens 550 MPa und ganz besonders
bevorzugt mindestens 560 MPa auf.
[0049] Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungs-beispielen näher erläutert.
[0050] Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür
wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke
von 200-280 mm und Breite von 1000-1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige
Temperatur T1 aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf T1 gehalten, bis die Temperatur
T1 im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die
Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen
Durcherwärmungstemperatur T1 aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen.
Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die
Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte,
welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende
der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwiesen. Die Vorbänder
wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, sodass die Zwischenprodukttemperatur
T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden
zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen
Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und
bei den jeweiligen Haspeltemperaturen T4 zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender
Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert,
bevor sie einem Kaltwalzen mit den in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgraden unterzogen
wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf
eine jeweilige Glühtemperatur T5 erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur
gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Vorkühltemperatur
T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Vorkühltemperatur
T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung
des Beschichtungsbads war dabei folgende: 9 Gew.-% Si, 2,9 Gew.-% Fe, 87,8 Gew.-%
Aluminium und Rest unvermeidbare Verunreinigungen. Nach dem Beschichten wurden die
beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch eine Auflage der
Beschichtung von 150g/m
2 erzeugt wurde. Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15
K/s auf 600 °C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600 °C und 450 °C und
zwischen 400 °C und 220 °C wurden die Bänder jeweils mit den in Tabelle 2 angegebenen
Abkühlraten CR1 und CR2 abgekühlt. Zwischen 450 °C und 400 °C und unterhalb von 220
°C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5 - 15 K/s abgekühlt.
[0051] Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden aus den abgekühlten Stahlbändern gemäß
DIN EN ISO 6892-1:2009-12 Proben quer zur Walzrichtung entnommen. Die Proben wurden
gemäß DIN EN ISO 6892-1:2009-12 einer Zugprüfung unterzogen. In Tabelle 3 sind die
Ergebnisse der Zugprüfung angegeben. Im Rahmen der Zugprüfung wurden folgende Materialkennwerte
ermittelt: die Streckgrenzenart, welche mit Re für eine ausgeprägte Streckgrenze und
mit Rp für eine kontinuierliche Streckgrenze bezeichnet ist, sowie bei einer kontinuierlichen
Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2, bei einer ausgeprägten Streckgrenze
die Werte für die untere Streckgrenze ReL, die obere Streckgrenze ReH und die Differenz
von oberer und unterer Streckgrenze ΔRe, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung
Ag und die Bruchdehnung A80. Alle Proben weisen eine kontinuierliche Streckgrenze
Rp oder eine nur geringfügig ausgeprägte Streckgrenze mit einem Unterschied ΔRe zwischen
oberer und unterer Streckgrenze von höchstens 41 MPa und einer Gleichmaßdehnung Ag
von mindestens 11,5 % auf. Dabei liegt für die Proben 8, 12 - 17, 19, 21, 22 und 24
eine kontinuierliche Streckgrenze Rp und für die Proben 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 und
23 eine ausgeprägte Streckgrenze Re vor. Der in Tabelle 3 für die Proben 1 - 7, 9
- 11, 18, 20 und 23 mit ausgeprägter Streckgrenze angegebene Streckgrenzenwert ist
der im Rahmen der Zugprüfung ermittelte Wert für die untere Streckgrenze ReL. Der
in Tabelle 3 für die Proben 8, 12 - 17, 19, 21, 22 und 24 mit kontinuierlicher Streckgrenze
angegebene Wert ist der im Rahmen der Zugprüfung ermittelte Wert für die Dehngrenze
Rp0,2.
[0052] Die hier offenbarte Erfindung ist durch folgende Sätze charakterisiert:
i) Es handelt sich um ein für ein Presshärten geeignetes, beschichtetes Stahlflachprodukt,
wobei der Stahl des Stahlflachprodukts neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen,
in Gew.-%, aus
C: |
0,10 - 0,4 %, |
Si: |
0,05 - 0,5 %, |
Mn: |
0,5 - 3,0 %, |
Al: |
0,01 - 0,2 %, |
Cr: |
0,005 - 1,0 %, |
V: |
0,001 - 0,2 %, |
P: |
≤ 0,1 %, |
S: |
≤ 0,05 %, |
N: |
≤ 0,02 %, |
sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden
Gehalten
B: |
0,0005 - 0,01 %, |
Ti: |
0,001 -0,1 %, |
Nb: |
0,001 - 0,1 %, |
Ni: |
0,01 - 0,4 %, |
Cu: |
0,01 - 0,8 %, |
Mo: |
0,002 - 1,0 %, |
W: |
0,001 - 1, 0 % |
besteht.
ii) Das Stahlflachprodukt nach Satz i) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass das
Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine
Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und
unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist.
iii) Das Stahlflachprodukt nach Satz i) oder ii) kann auch dadurch gekennzeichnet
sein, dass das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % aufweist.
iv) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis iii) kann auch dadurch gekennzeichnet
sein, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,3 Gew.-%
beträgt.
v) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis iv) kann auch dadurch gekennzeichnet
sein, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts mindestens 0,002
Gew.-% beträgt.
vi) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis v) kann auch dadurch gekennzeichnet
sein, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,03 Gew.-%
beträgt.
vii) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis vi) kann auch dadurch gekennzeichnet
sein, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,009 Gew.-%
beträgt.
viii) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis vii) kann auch dadurch gekennzeichnet
sein, dass es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.
ix) Das Stahlflachprodukt nach Satz viii) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass
der auf dem Stahlsubstrat aufliegende Korrosionsschutzüberzug 3 - 15 Gew.-% Silizium,
bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, und Rest
Aluminium enthält.
x) Ein erfindungsgemäßes Verfahren zum Herstellen eines für eine Warmumformung geeigneten
Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte:
- a. Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus, in Gew.-%, 0,10
- 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001
- 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der
Elemente "B, Ti, Nb, Ni, *Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti:
0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0
%, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
- b. Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400
°C;
- c. optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt
mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
- d. Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur
(T3) 750 - 1000 °C beträgt;
- e. optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur
(T4) höchstens 700 °C beträgt;
- f. Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
- g. optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens
30 % beträgt;
- h. Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
- i. Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800
°C beträgt;
- j. Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug;
- k. Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung
im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1)
von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer
mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt;
- l. optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
xi) Das Verfahren nach Satz x) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass die Glühtemperatur
(T5) in Arbeitsschritt h) mindestens 720 °C beträgt.
xii) Das Verfahren nach Satz x) oder xi) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass die
mittlere Abkühlrate (CR1) zwischen 600 °C und 450 °C höchstens 18 K/s beträgt.
xiii) Das Verfahren nach einem der Sätze x) bis xii) kann dadurch gekennzeichnet sein,
dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 14 K/s beträgt.
xiv) Das Verfahren nach einem der Sätze x) bis xiii) kann dadurch gekennzeichnet sein,
dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 9,5 K/s beträgt.
xv) Das Verfahren nach einem der Sätze x) bis xiv) kann dadurch gekennzeichnet sein,
dass das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz
in flüssiger Form enthält, neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-%
Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Summe
der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt.
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%
Tabelle 1, Teil 1
Stahl |
C |
Si |
Mn |
P |
S |
Al |
Cr |
Ti |
N |
V |
B |
Andere |
A |
0,21 |
0,22 |
1,11 |
0,015 |
0,0029 |
0,038 |
0,19 |
0,026 |
0,0045 |
0,002 |
0,0022 |
- |
B |
0,21 |
0,22 |
1,12 |
0,011 |
0,0044 |
0,044 |
0,19 |
0,029 |
0,0032 |
0,002 |
0,0022 |
- |
C |
0,22 |
0,23 |
1,12 |
0,014 |
0,0022 |
0,044 |
0,23 |
0,030 |
0,0039 |
0,001 |
0,0027 |
- |
D |
0,22 |
0,23 |
1,14 |
0,018 |
0,0024 |
0,041 |
0,20 |
0,031 |
0,0036 |
0,003 |
0,0029 |
- |
E |
0,22 |
0,25 |
1,12 |
0,012 |
0,0022 |
0,038 |
0,22 |
0,027 |
0,0044 |
0,001 |
0,0024 |
- |
F |
0,24 |
0,27 |
1,15 |
0,015 |
0,0034 |
0,039 |
0,23 |
0,036 |
0,0044 |
0,001 |
0,0026 |
- |
G |
0,21 |
0,24 |
1,11 |
0,013 |
0,0015 |
0,036 |
0,20 |
0,033 |
0,0051 |
0,001 |
0,0024 |
Mo: 0,0036 |
H |
0,22 |
0,24 |
1,13 |
0,011 |
0,0030 |
0,037 |
0,21 |
0,028 |
0,0047 |
0,002 |
0,0032 |
W: 0,002 |
I |
0,22 |
0,22 |
1,15 |
0,011 |
0,0025 |
0,032 |
0,19 |
0,030 |
0,0042 |
0,002 |
0,0028 |
- |
J |
0,21 |
0,23 |
1,12 |
0,015 |
0,0028 |
0,036 |
0,19 |
0,027 |
0,0051 |
0,002 |
0,0025 |
- |
K |
0,21 |
0,22 |
1,14 |
0,018 |
0,0025 |
0,038 |
0,19 |
0,029 |
0,0027 |
0,001 |
0,0026 |
- |
L |
0,22 |
0,23 |
1,13 |
0,017 |
0,0030 |
0,036 |
0,19 |
0,030 |
0,0033 |
0,002 |
0,0027 |
Ni: 0,023 |
Cu: 0,015 |
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%
Tabelle 1, Teil 2
Stahl |
C |
Si |
Mn |
P |
S |
Al |
Cr |
Ti |
N |
V |
B |
Andere |
M |
0,21 |
0,22 |
1,11 |
0,015 |
0,0026 |
0,035 |
0,19 |
0,026 |
0,0024 |
0,002 |
0,0023 |
- |
N |
0,21 |
0,24 |
1,11 |
0,016 |
0,0020 |
0,036 |
0,20 |
0,026 |
0,0031 |
0,002 |
0,0024 |
- |
O |
0,22 |
0,22 |
1,19 |
0,017 |
0,0014 |
0,039 |
0,19 |
0,029 |
0,0038 |
0,001 |
0,0025 |
- |
P |
0,21 |
0,22 |
1,11 |
0,013 |
0,0030 |
0,034 |
0,19 |
0,028 |
0,0033 |
0,001 |
0,0026 |
- |
Q |
0,24 |
0,27 |
1,15 |
0,015 |
0,0034 |
0,039 |
0,23 |
0,036 |
0,0044 |
0,001 |
0,0026 |
- |
R |
0,22 |
0,23 |
1,13 |
0,016 |
0,0020 |
0,039 |
0,20 |
0,030 |
0,0031 |
0,003 |
0,0029 |
- |
S |
0,23 |
0,25 |
1,14 |
0,016 |
0,0029 |
0,037 |
0,21 |
0,033 |
0,0056 |
0,002 |
0,0034 |
- |
T |
0,22 |
0,23 |
1,14 |
0,014 |
0,0032 |
0,049 |
0,21 |
0,028 |
0,0035 |
0,003 |
0,0025 |
- |
U |
0,22 |
0,23 |
1,16 |
0,015 |
0,0032 |
0,037 |
0,20 |
0,031 |
0,0048 |
0,003 |
0,0029 |
- |
V |
0,22 |
0,23 |
1,13 |
0,017 |
0,0021 |
0,043 |
0,22 |
0,026 |
0,0033 |
0,003 |
0,0027 |
- |
W |
0,22 |
0,23 |
1,12 |
0,015 |
0,0026 |
0,037 |
0,20 |
0,027 |
0,0044 |
0,002 |
0,0027 |
- |
X |
0,21 |
0,23 |
1,13 |
0,012 |
0,0024 |
0,044 |
0,22 |
0,028 |
0,0042 |
0,001 |
0,0030 |
- |
Tabelle 2, Teil 1
Versuch Nr. |
Stahl |
T1 |
T2 |
T3 |
T4 |
KWG |
T5 |
T6 |
T7 |
CR1 |
CR2 |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[%] |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[K/s] |
[K/s] |
1 |
A |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
50 |
750 |
700 |
675 |
16,43 |
11,19 |
2 |
B |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
60 |
750 |
700 |
675 |
14,87 |
10,12 |
3 |
C |
1250 |
1150 |
800 |
600 |
60 |
750 |
700 |
675 |
15,45 |
10,52 |
4 |
D |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
60 |
775 |
700 |
675 |
15,45 |
10,52 |
5 |
E |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
50 |
750 |
700 |
675 |
16,43 |
11,19 |
6 |
F |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
50 |
750 |
700 |
675 |
16,43 |
11,19 |
7 |
G |
1250 |
1100 |
800 |
600 |
55 |
750 |
700 |
675 |
16,65 |
10,66 |
8 |
H |
1250 |
1100 |
800 |
650 |
50 |
750 |
700 |
675 |
6,99 |
3,11 |
9 |
I |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
60 |
750 |
700 |
675 |
14,87 |
10,12 |
10 |
J |
1250 |
1100 |
800 |
650 |
60 |
750 |
700 |
675 |
14,87 |
10,12 |
11 |
K |
1250 |
1100 |
800 |
600 |
60 |
750 |
700 |
675 |
8,23 |
3,66 |
12 |
L |
1300 |
1100 |
800 |
600 |
60 |
750 |
700 |
675 |
10,41 |
4,63 |
Tabelle 2, Teil 2
Versuch Nr. |
Stahl |
T1 |
T2 |
T3 |
T4 |
KWG |
T5 |
T6 |
T7 |
CR1 |
CR2 |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[%] |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[K/s] |
[K/s] |
13 |
M |
1300 |
1150 |
800 |
650 |
60 |
750 |
700 |
675 |
10,88 |
4,84 |
14 |
N |
1300 |
1100 |
800 |
650 |
60 |
750 |
700 |
675 |
12,74 |
5,67 |
15 |
O |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
50 |
750 |
700 |
675 |
13,67 |
6,08 |
16 |
P |
1250 |
1100 |
800 |
650 |
50 |
775 |
700 |
675 |
9,98 |
6,79 |
17 |
Q |
1250 |
1100 |
825 |
600 |
50 |
775 |
700 |
675 |
11,54 |
7,86 |
18 |
R |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
55 |
725 |
700 |
675 |
15,84 |
10,79 |
19 |
S |
1250 |
1100 |
825 |
600 |
50 |
750 |
700 |
675 |
11,54 |
7,86 |
20 |
T |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
50 |
750 |
675 |
675 |
11,54 |
7,86 |
21 |
U |
1250 |
1100 |
825 |
600 |
60 |
725 |
675 |
675 |
12,71 |
8,66 |
22 |
V |
1250 |
1150 |
850 |
600 |
60 |
725 |
675 |
675 |
13,11 |
8,92 |
23 |
W |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
60 |
725 |
675 |
675 |
14,67 |
9,99 |
24 |
X |
1250 |
1100 |
850 |
600 |
50 |
725 |
700 |
675 |
13,89 |
9,46 |
Rp=kontinuierliche Streckgrenze, Re= ausgeprägte Streckgrenze
Tabelle 3, Teil 1
Versuch Nr. |
Streckgrenzenart |
Rp0,2 oder ReL [MPa] |
ReH [MPa] |
ΔRe [MPa] |
Rm [MPa] |
Gleichmaßdehnung Ag [MPa] |
Bruchdehnung A80 [MPa] |
1 |
Re |
425 |
445 |
20 |
592 |
14,5 |
24 |
2 |
Re |
401 |
413 |
12 |
577 |
14,5 |
26 |
3 |
Re |
492 |
533 |
41 |
594 |
12,9 |
19,6 |
4 |
Re |
439 |
445 |
6 |
578 |
13,8 |
23 |
5 |
Re |
446 |
473 |
27 |
600 |
14,2 |
25,6 |
6 |
Re |
455 |
474 |
19 |
609 |
12,8 |
24,8 |
7 |
Re |
418 |
427 |
9 |
581 |
13,4 |
24,7 |
8 |
Rp |
422 |
|
|
624 |
12,7 |
20,5 |
9 |
Re |
420 |
423 |
3 |
627 |
13,8 |
21 |
10 |
Re |
409 |
414 |
5 |
542 |
15,3 |
25 |
11 |
Re |
436 |
460 |
24 |
598 |
14,4 |
24,2 |
12 |
Rp |
399 |
|
|
636 |
12,5 |
19,7 |
Rp=kontinuierliche Streckgrenze, Re= ausgeprägte Streckgrenze
Tabelle 3, Teil 2
Versuch Nr. |
Streckgrenzenart |
Rp0,2 oder ReL [MPa] |
ReH [MPa] |
ΔRe [MPa] |
Rm [MPa] |
Gleichmaßdehnung Ag [MPa] |
Bruchdehnung A80 [MPa] |
13 |
Rp |
403 |
|
|
611 |
13,1 |
22,7 |
14 |
Rp |
402 |
|
|
597 |
12,9 |
24,7 |
15 |
Rp |
400 |
|
|
623 |
12,2 |
19 |
16 |
Rp |
413 |
|
|
617 |
13,6 |
21,3 |
17 |
Rp |
419 |
|
|
618 |
11,5 |
17,8 |
18 |
Re |
446 |
463 |
17 |
588 |
12,6 |
21 |
19 |
Rp |
413 |
|
|
601 |
13 |
19,4 |
20 |
Re |
417 |
426 |
9 |
581 |
14,4 |
24,5 |
21 |
Rp |
406 |
|
|
586 |
13,4 |
22 |
22 |
Rp |
392 |
|
|
596 |
13,5 |
20,5 |
23 |
Re |
422 |
433 |
11 |
560 |
14 |
24 |
24 |
Rp |
389 |
|
|
585 |
13,1 |
21,5 |
1. Für ein Presshärten geeignetes, mit einer Legierung auf Aluminiumbasis beschichtetes
Stahlflachprodukt,
- wobei der Stahl des Stahlflachprodukts , in Gew.-%, aus
C: 0,10 - 0,4 %,
Si: 0,05 - 0,5 %,
Mn: 0,5 - 3,0 %,
Al: 0,01 - 0,2 %,
Cr: 0,18 - 1,0 %,
V: 0,002 - 0,009 %,
P: ≤ 0,1 %,
S: ≤ 0,05 %,
N: ≤ 0,02 %,
sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden
Gehalten
B: 0,0005 - 0,01 %,
Ti: 0,001 -0,1 %,
Nb: 0,001 - 0,1 %,
Ni: 0,01 - 0,4 %,
Cu: 0,01 - 0,8 %,
Mo: 0,002 - 1,0 %,
W: 0,001 - 1, 0 %
und als aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht und
- wobei das Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2)
oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert
(ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % aufweist.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,3 Gew.-% beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der auf dem Stahlsubstrat aufliegende Korrosionsschutzüberzug 3 - 15 Gew.-% Silizium,
bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, und Rest
Aluminium enthält.
5. Verfahren zum Herstellen eines für eine Warmumformung geeigneten Stahlflachprodukts
umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus, in Gew.-%, 0,10
- 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,18 - 1,0 % Cr, 0,002
- 0,009 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren
der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %,
Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002
- 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400
°C;
c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt
mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur
(T3) 750 - 1000 °C beträgt;
e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur
(T4) höchstens 700 °C beträgt;
f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens
30 % beträgt;
h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800
°C beträgt;
j) Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug mittels kontinuierlichem
Schmelztauchbeschichten mit einer Legierung auf Aluminiumbasis;
k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung
im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1)
von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer
mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt und die Abkühlung im Temperaturbereich
zwischen 400 °C und 220 °C mit einer geringeren Abkühlrate erfolgt als im Temperaturbereich
zwischen 600 °C und 450 °C;
l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur (T5) in Arbeitsschritt h) mindestens 720 °C beträgt.
7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR1) zwischen 600 °C und 450 °C höchstens 18 K/s beträgt.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 14 K/s beträgt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 9,5 K/s beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz
in flüssiger Form enthält, neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-%
Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Summe
der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt.