[0001] Die vorliegende Anmeldung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten,
mit einer metallischen Beschichtung versehenen Stahlflachprodukts sowie ein beschichtetes
Stahlflachprodukt.
[0002] Wenn vorliegend von Stahlflachprodukten die Rede ist, werden darunter Stahlbänder,
Stahlbleche oder daraus erzeugte Zuschnitte wie Platinen verstanden. Wenn vorliegend
von metallischen Beschichtungen die Rede ist, werden darunter insbesondere metallische
Schutzüberzüge und metallische Korrosionsschutzüberzüge verstanden.
[0003] Höchstfeste Stähle zeichnen sich durch einen hohen Anteil an Legierungselementen,
die die Festigkeit des Materials steigern, wie zum Beispiel Silizium, Mangan und Chrom,
aus. Oftmals ist für die Verwendung höchstfester Stähle, wie beispielsweise im Automobilbau,
eine oberflächenveredelnde Schicht zur Vermeidung der Materialkorrosion erforderlich.
Eine oberflächenveredelnde Schicht kann beispielsweise elektrolytisch oder mittels
Schmelztauchbeschichten, welches auch als Feuerbeschichten bezeichnet wird, aufgebracht
werden. Von besonderer technischer Bedeutung für den Korrosionsschutz sind Beschichtungen
auf Zink-Basis, welche mittels Feuerbeschichten aufgebracht werden.
[0004] Bei der Fertigung höchstfester Stähle mittels Feuerbeschichten kommt es zur Anreicherung
von Silizium, Mangan und Chrom im Bereich des Übergangs zwischen der Korrosionsschutzschicht
und dem Stahlsubstrat, welches auch als Grundwerkstoff bezeichnet werden kann. Als
Grenzschicht zwischen der Korrosionsschutzschicht und dem Stahlsubstrat beziehungsweise
dem Grundwerkstoff wird vorliegend die Schicht verstanden, die beginnend mit der Lage
zwischen Korrosionsschutzschicht und Grundwerkstoff, in welcher der Zink- und der
Eisengehalt den gleichen Wert in Gew.-% haben, bis zu einer Tiefe von 300 nm in den
Grundwerkstoff reicht. Eine Anreicherung von einem oder mehreren der Elemente Silizium,
Mangan und Chrom in der Grenzschicht wirkt sich negativ auf die Gebrauchseigenschaften
des beschichteten Stahlflachprodukts aus. So verschlechtert sich beispielsweise die
Haftung der Korrosionsschutzschicht auf dem Grundwerkstoff. Aber auch die Umformbarkeit
des beschichteten Stahlflachprodukts ist eingeschränkt.
[0005] Da die Fertigung beschichteter höherfester Stähle, welche mit Silizium, Mangan oder
Chrom legiert sind, über eine Feuerbeschichtungsanlage zu Problemen mit der Haftung
des Überzugs und der Umformbarkeit des beschichteten Stahlflachprodukts führt, werden
diese Stähle bislang nur elektrolytisch verzinkt.
[0006] Aus
EP2540854B1 ist ein ultrahochfestes, kaltgewalztes Stahlblech bekannt, das in Masse-% 0,15-0,30%
C, 0,01-1,8% Si, 1,5-3,0% Mn, nicht mehr als 0,05% P, nicht mehr als 0,005% S, 0,005-0,05%
Al und nicht mehr als 0,005% N, wahlweise des Weiteren ein oder mehrere Elemente aus
0,001-0,10 % Ti, 0,001-0,10 % Nb, 0,01-0,50 % V, 0,0001-0,005 % B, 0,01-0,50 % Cu,
0,01-0,50 % Ni, 0,01-0,50 % Mo sowie 0,01-0,50 % Cr umfasst, und das einen weichen
Oberflächenabschnitt aufweist, der mindestens 90% angelassenen Martensit enthält.
Das Stahlblech hat eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 1270 MPa. Um den Oberflächenabschnitt
zu erweichen, wird das Stahlblech in einer Atmosphäre, welche einen hohen Taupunkt
von 30 °C hat, für 15-60 min bei 700-800 °C entkohlt. Das entkohlende Glühen in einer
Atmosphäre mit einem hohen Taupunkt über einen relativ langen Zeitraum führt zu einer
entkohlten, duktilen Randschicht, die anschließend einer Beschichtungsbehandlung unterzogen
wird.
[0007] Aus
US2016/230259A1 sind schmelztauchbeschichtete Stahlbleche bekannt, die in Masse-% 0,08-0,20% C, 0,0-3,0%
Si, 0,5-3,0% Mn, 0,001-0,10% P, nicht mehr als 0,200% S, 0,01-3,00% Al enthalten.
Die Bleche werden entkohlend geglüht. Beim Glühen in einer Atmosphäre, welche 3-25
Vol.-% Wasserstoff und 0,070 % oder weniger Wasserdampf enthält, bildet sich im Inneren
des Stahlblechs eine bis zu 5 µm dicke Oxidschicht aus. Dabei wird das Stahlband gezielt
in einem Ofen mit direkter Flammheizung erwärmt, um eine gezielte Oxidation der Oberfläche
zu erreichen. Der Nachteil dieser nur aus Eisen, Mangan und Silizium bestehenden Oxidschicht
besteht darin, dass bedingt durch das Fehlen von Chrom und einer Dicke der Oxidschicht
von bis zu 5 µm die Haftung metallischer Überzüge verschlechtert sein kann. Darüber
hinaus ist zwischen der weichen, entkohlten und gut umformbaren Ferritschicht und
der härteren und spröden Oxidschicht eine Verschlechterung der lokalen Umformbarkeit
zu erwarten.
[0008] Vor diesem Hintergrund bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren zur
Herstellung eines mittels einer Feuerbeschichtungsanlage beschichteten höchstfesten
Stahlflachprodukts anzugeben, welches eine gute Haftung der metallischen Beschichtung
auf dem Stahlsubstrat und eine gute Umformbarkeit des beschichteten Stahlflachprodukts
gewährleistet.
[0009] Darüber hinaus sollte ein höchstfestes, beschichtetes Stahlflachprodukt angegeben
werden, welches eine gute Haftung der metallischen Beschichtung auf dem Stahlsubstrat
sowie gute Umformeigenschaften aufweist.
[0010] In Bezug auf das Verfahren wurde die Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Herstellung
eines höchstfesten, beschichteten Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 1
angegebenen Verfahrensschritte absolviert werden.
[0011] In Bezug auf das Stahlflachprodukt wurde die Aufgabe durch ein Produkt gelöst, das
mindestens die in Anspruch 5 angegebenen Merkmale aufweist.
[0012] Der Erfindung liegt die Erkenntnis zu Grunde, dass die Verteilung der Hauptlegierungselemente
Silizium, Mangan und Chrom in der Grenzschicht die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs
wesentlich beeinflusst. Dies gilt insbesondere für Zink-basierte Korrosionsschutzüberzüge.
Silizium, Mangan und Chrom sind starke Oxidbildner. Theoretisch weist Silizium eine
höhere Sauerstoffaffinität als Mangan auf, Mangan weist eine höhere Sauerstoffaffinität
als Chrom auf, und Chrom weist eine höhere Sauerstoffaffinität als Eisen auf. Demnach
wäre zu erwarten, dass sich in Abhängigkeit vom jeweiligen Anteil des betrachteten
Elements in der Grenzschicht zunächst Siliziumoxide vor Manganoxiden und vor Chromoxiden
bilden. Dies gilt unter der Annahme von nur theoretisch erreichbaren Gleichgewichtszuständen
und idealen Bedingungen, wonach alle Phasen als reine Phasen vorliegen und die Bildung
von Mischphasen ausgeschlossen ist, während die Reaktionskinetik und Diffusionsprozesse
nicht berücksichtigt werden.
[0013] Es wurde erkannt, dass die Verteilung von Silizium, Mangan und Chrom in der Grenzschicht
stark unterschiedlich ausgeprägt sein kann und dass die Verteilung über die Fertigungsparameter,
wie die eingestellten Temperaturen und Gasatmosphäre, beeinflusst werden kann.
[0014] Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines höchstfesten, mit einem metallischen
Schutzüberzug versehenen Stahlflachprodukts umfasst mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
- a) Zur Verfügungstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts, welches einen Stahl
umfasst, der aus (in Gew.-%)
0,1 - 0,5% C,
mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mn und Si, wobei
der Mn-Gehalt 1,0 - 3,0 % und der Si-Gehalt 0,7 - 2,5 % beträgt,
0,05 - 1 % Cr,
bis zu 0,020 % P,
bis zu 0,005 % S,
bis zu 0,008 % N,
sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente
0,01 - 1,5 % Al,
0,05 - 0,5 % Mo,
0,0004 - 0,001 % B
sowie optional aus in Summe 0,001 - 0,3 % V, Ti und Nb, und als Rest aus Eisen und
unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
- b) Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei das warmgewalzte
Stahlflachprodukt eine Dickenreduktion von mindestens 37 % erfährt;
- c) zweistufiges Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur
THZ, welche oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt, wobei das Aufheizen zunächst
mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 von 5 - 50 K/s bis zu einer 200 -
400 °C betragenden Wendetemperatur TW und oberhalb der Wendetemperatur TW mit einer
zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s bis zur Haltezonentemperatur
THZ erfolgt;
- d) Halten des Stahlflachprodukts auf der Haltezonentemperatur THZ für eine Dauer tHZ
von 5 - 15 s in einer Ofenatmosphäre, die 3 - 7 Vol.-% Wasserstoff und als Rest mit
Wasserdampf angefeuchteten Stickstoff und unvermeidbare Verunreinigungen enthält,
wobei der Taupunkt der Ofenatmosphäre zwischen -22 °C und 0 °C beträgt;
- e) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Haltezonentemperatur THZ auf eine Temperatur
TLK, welche nicht tiefer als 150 °C unterhalb der A3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts
liegt, wobei die Dauer für die Abkühlung von THZ auf TLK mindestens 50 s und höchstens
300 s beträgt;
- f) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Temperatur TLK mit einer Abkühlrate ThetaQ
von mindestens 30 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TAB, welche zwischen der Martensitstarttemperatur
TMS und einer Temperatur, die bis zu 175 °C kleiner als TMS ist, liegt;
- g) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur TAB für eine Dauer von
10 - 60 s;
- h) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate ThetaB1, welche höchstens
80 K/s beträgt, auf eine 450 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur TB und optionales
isothermes Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur TB, wobei die
gesamte Behandlungszeit tBT für das Erwärmen und das optionale isotherme Halten 10
- 1000 s beträgt;
- i) Schmelztauchbeschichten des Stahlflachprodukts mit einem zinkbasierten Korrosionsschutzüberzug;
- j) optionales Anlassen des beschichteten Stahlflachprodukts bei einer Temperatur TGA
von 500-565°C für eine Dauer tGA von 10s - 60s;
- k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate
ThetaB2 von mindestens 5 K/s.
[0015] In Arbeitsschritt a) wird ein mittels konventioneller Gieß- und Warmwalzverfahren
erzeugtes warmgewalztes Stahlflachprodukt zur Verfügung gestellt. Das in Arbeitsschritt
a) zur Verfügung gestellte warmgewalzte Stahlflachprodukt ist unbeschichtet, das heißt,
es weist keinen metallischen Korrosionsschutzüberzug auf. Das unbeschichtete Stahlflachprodukt
bildet das Stahlsubstrat beziehungsweise den Grundwerkstoff für den metallischen Korrosionsschutzüberzug,
der in Arbeitsschritt i) aufgebracht wird. Das unbeschichtete Stahlflachprodukt umfasst
einen Stahl, insbesondere besteht es aus einem Stahl, der nachfolgend näher erläuterten
Zusammensetzung.
[0016] Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt
0,1 - 0,5 Gew.-%. Kohlenstoff (C) beeinflusst die Bildung und Stabilisierung des Austenits.
Während des Abschreckens, welches zur Bildung von Martensit durchgeführt wird, sowie
bei der folgenden Glühbehandlung wird der gegebenenfalls vorhandene Restaustenit durch
C stabilisiert. Darüber hinaus hat der C-Gehalt einen starken Einfluss auf die Festigkeit
des Martensits, der während des Abkühlens in Arbeitsschritt f) mit einer Abkühlrate
ThetaQ gebildet wird, sowie auf die Festigkeit des Martensits, der während des letzten
Abkühlschritts in Arbeitsschritt k) mit einer Abkühlrate ThetaB2 gebildet wird. Der
C-Gehalt soll mindestens 0,1 Gew.-% betragen, um die austenitstabilisierende sowie
die festigkeitssteigernde Wirkung zu gewährleisten. In einer bevorzugten Ausführung
beträgt der C-Gehalt mindestens 0,12 Gew.-%, um die austenitstabilisierende sowie
die festigkeitssteigernde Wirkung des Kohlenstoffs besonders wirksam nutzen zu können.
Mit steigendem C-Gehalt wird die Martensit-Starttemperatur zu immer tieferen Temperaturen
verschoben, so dass bei einem zu hohen C-Gehalt möglicherweise kein oder nur ein zu
geringer Anteil an Martensit gebildet werden kann. Ferner verschlechtert sich mit
zunehmendem Kohlenstoffgehalt die Schweißbarkeit des Stahlflachprodukts. Um die Bildung
eines ausreichenden Anteils an Martensit sowie eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen,
ist der C-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens
0,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,4 Gew.-%, begrenzt.
[0017] Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthält entweder Mangan oder
Silizium oder sowohl Mangan als auch Silizium.
[0018] Wird der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mit Mangan oder mit Mangan
und Silizium legiert, so beträgt der Mangangehalt 1,0 - 3,0 Gew.-%. Mangan (Mn) beeinflusst
die Härtbarkeit des Stahls und trägt zur Vermeidung der unerwünschten Perlit-Bildung
während der Abkühlung bei. Diese Voraussetzungen ermöglichen die Bildung eines geeigneten
Gefüges aus Martensit und Restaustenit nach der Abschreckung in Arbeitsschritt f)
mit Abkühlraten von weniger als 100 K/s. Um die Entstehung von Perlit sicher zu vermeiden,
enthält der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 1,0 Gew.-%,
bevorzugt mindestens 1,9 Gew.-% Mn. Da sich eine zu hohe Mn-Konzentration negativ
auf die Schweißbarkeit auswirkt und das Risiko des Auftretens starker Seigerungen,
bei welchen es sich um chemische Inhomogenitäten im Gefüge, die während des Erstarrens
entstanden sind, handelt, erhöht, ist der Mn-Gehalt auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt
höchstens 2,7 Gew.-%, begrenzt. Zu hohe Mangangehalte bewirken außerdem eine zu starke
Anreicherung von Mangan in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug und
dem Stahlsubstrat und führen somit zu einer schlechten Haftung. Auch aus diesem Grund
ist der Mn-Gehalt auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,7 Gew.-% begrenzt.
[0019] Wird der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mit Silizium oder mit Silizium
und Mangan legiert, so beträgt der Siliziumgehalt 0,7 - 2,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens
0,9 Gew.-%. Silizium (Si) trägt zur Unterdrückung der Zementitbildung bei. Bei der
Zementitbildung wird Kohlenstoff in Form von Karbiden abgebunden. Durch eine Unterdrückung
der Zementitbildung steht freier Kohlenstoff zur Verfügung, welcher zur Stabilisierung
des Restaustenits und somit zur Verbesserung der Dehnung beiträgt. Diese Wirkung kann
auch teilweise durch ein Zulegieren von Aluminium erreicht werden. Bei zu hohen Si-Gehalten
kann sich Silizium in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug und dem
Grundwerkstoff anreichern, was zu einer schlechten Haftung des Korrosionsschutzüberzugs
führt. Um eine gute Haftung zu gewährleisten, ist der Si-Gehalt auf höchstens 2,5
Gew.-%, insbesondere auf weniger als 2,5 Gew.-% begrenzt. In einer bevorzugten Ausführung
ist der Si-Gehalt auf höchstens 1,5 Gew.-% begrenzt, um zusätzlich das Risiko der
Bildung von Rotzunder, welcher während der Warmbandfertigung auftreten kann, zu reduzieren.
[0020] Der Chromgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt 0,05
- 1 Gew.-%. Chrom (Cr) trägt zur Steigerung der Festigkeit bei und ist ein effektiver
Inhibitor des Perlits. Darüber hinaus führt die Anreicherung von Cr in der Grenzschicht
zwischen Korrosionsschutzüberzug und Grundwerkstoff zu einer verbesserten Haftung.
Um gute Haftungseigenschaften zu gewährleisten, beträgt der Cr-Gehalt mindestens 0,05
Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,1 Gew.-%. Bei höheren Gehalten als 1,0 Gew.-% erhöht
Cr die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation, was sich nachteilig auf die
Schweißbarkeit und die Oberflächenqualität auswirkt. Zur Vermeidung einer ausgeprägten
Korngrenzenoxidation ist der Cr-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-% begrenzt. In einer
bevorzugten Ausführung ist der Cr-Gehalt aus Kostengründen auf höchstens 0,6 Gew.-%
begrenzt, was zusätzlich dazu beiträgt, dass das Risiko einer Korngrenzenoxidation
weiter minimiert wird.
[0021] Aluminium (Al) kann optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
mit 0,01 - 1,5 Gew.-% enthalten sein. Al kann zur Desoxidation und zum Abbinden von
gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff eingesetzt werden. Al kann auch zur Unterdrückung
von Zementit verwendet werden. Durch die Zugabe von Al wird die Austenitisierungstemperatur
des Stahls erhöht. Wenn höhere Glühtemperaturen einstellbar sind, kann Al mit bis
zu 1,5 Gew.-% zulegiert werden. Da Aluminium die für ein vollständiges Austenitisieren
erforderliche Glühtemperatur erhöht und bei Al-Gehalten oberhalb von 1,5 Gew.-% ein
vollständiges Austenitisieren nur noch schwer möglich ist, ist der Al-Gehalt des Stahls
eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 1,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens
1,0 Gew.-%, begrenzt. In einer bevorzugten Ausführung ist der Al-Gehalt zur Beschränkung
der Austenitisierungstemperatur auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere auf 0,01 -
0,1 Gew.-%, begrenzt.
[0022] Phospor (P), Schwefel (S) und Stickstoff (N) wirken sich negativ auf die mechanischtechnologischen
Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte aus, weshalb ihre Anwesenheit in
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten nach Möglichkeit vermieden werden soll. Phosphor
(P) wirkt sich ungünstig auf die Schweißbarkeit aus, weshalb der P-Gehalt höchstens
0,02 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,02 Gew.-% betragen soll. Schwefel (S) führt bei
höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS beziehungsweise zur Bildung von (Mn, Fe)S,
was sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Daher ist der S-Gehalt auf Werte von höchstens
0,005 Gew.-%, bevorzugt auf weniger als 0,005 Gew.-%, eingeschränkt.
[0023] Stickstoff (N) führt sowohl in interstitiell gelöster Form als auch in als Nitrid,
zum Beispiel in Kombination mit Titan, Niob oder Vanadin, zu einer Versprödung des
Stahls, was sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken kann, weshalb der N-Gehalt
auf höchstens 0,008 Gew.-%, bevorzugt auf weniger als 0,008 Gew.-%, beschränkt sein
soll.
[0024] Optional können Stähle erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte Molybdän (Mo) in Gehalten
von 0,05 - 0,5 Gew.-% enthalten. Mo fördert die Unterdrückung der Perlitbildung und
kann zu diesem Zweck zu mindestens 0,05 Gew.-% im Stahl enthalten sein. Aus Kostengründen
ist der Mo-Gehalt auf höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,5 Gew.-% begrenzt.
[0025] Optional können Stähle erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte Bor (B) in Gehalten von
0,0004 - 0,001 Gew.-% enthalten. Bor segregiert auf die Phasengrenzen und blockiert
deren Bewegung. Dies unterstützt die Bildung eines feinkörnigen Gefüges, wodurch die
mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts verbessert werden. Um eine Verbesserung
der mechanischen Eigenschaften zu bewirken, kann Bor in Gehalten von mindestens 0,0004
Gew.-% zulegiert werden. Beim Zulegieren von Bor sollte bevorzugterweise genügend
Ti beziehungsweise Nb zum Abbinden von N zur Verfügung stehen, was die Bildung von
schädlichen Bornitriden verhindert. Um die Bildung von Bornitriden zu verhindern,
hat es sich als günstig erwiesen, wenn ein Titangehalt gewählt wird, der größer als
das 3,42-fache des N-Gehalts beträgt, oder wenn ein Niob-Gehalt gewählt wird, der
größer als das 3,42-fache des N-Gehalts ist. Die positive Wirkung von B ist bei einem
Gehalt von rund 0,001 Gew.-% gesättigt, weshalb der Stahl höchstens 0,001 Gew.-% B
enthält.
[0026] Optional können Stähle erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte eines oder mehrere Mikrolegierungselemente
in Gehalten von in Summe 0,001 bis 0,3 Gew.-% enthalten. Unter Mikrolegierungselementen
werden dabei vorliegend die Elemente Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadin (V) verstanden.
Bevorzugt werden dabei Titan oder Niob oder eine Kombination beider verwendet. Die
Mikrolegierungselemente können mit Kohlenstoff Karbide bilden, welche in Form sehr
fein verteilter Ausscheidungen zu einer höheren Festigkeit beitragen. Bei einem Gehalt
an Mikrolegierungselementen von insgesamt mindestens 0,001 Gew.-%, bevorzugt mindestens
0,005 Gew.-%, können Ausscheidungen entstehen, welche zum Einfrieren von Korn- und
Phasengrenzen während des Austenitisierens führen. Gleichzeitig wird jedoch Kohlenstoff,
welcher in atomarer Form günstig für die Stabilisierung des Restaustenits ist, als
Karbid abgebunden. Um eine ausreichende Stabilisierung des Restaustenits durch in
atomarer Form vorliegenden Kohlenstoff zu gewährleisten, sollte die Konzentration
der Mikrolegierungselemente in Summe höchstens 0,3 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,2
Gew.-%, betragen.
[0027] Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden,
beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes
ausdrücklich angegeben ist.
[0028] In Arbeitsschritt b) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt zunächst in konventioneller
Weise gebeizt und anschließend einem Kaltwalzen unterzogen. Durch das Kaltwalzen erfährt
das Stahlflachprodukt eine Dickenreduktion von mindestens 37 %, insbesondere von mehr
als 37 %. Die Dickenreduktion bezieht sich auf die Differenz der Ausgangsdicke des
Stahlflachprodukts vor dem ersten Kaltwalzstich zur Enddicke des Stahlflachprodukts
nach dem letzten Kaltwalzstich. Das Kaltwalzen mit einer Dickenreduktion von mindestens
37 % bewirkt eine mechanische Homogenisierung des Materials und führt zu einem besonders
feinkörnigen Gefüge mit einer durchschnittlichen Korngröße von weniger als 30 µm im
kaltgewalzten Zustand. Das durch das Kaltwalzen eingestellte sehr feinkörnige Gefüge
stellt für die folgende austenitisierende Glühung viele Keimstellen zur Bildung von
Austenitkörnern zur Verfügung, was in Folge auch zu einem sehr feinkörnigen Austenit
führt. Die kornfeinende Wirkung kann verstärkt werden, wenn beim Kaltwalzen eine Dickenreduktion
von bevorzugt mindestens 42 % eingestellt wird. Darüber hinaus wird durch die während
des Kaltwalzens erfolgende mechanische Homogenisierung des Materials die im weiteren
Arbeitsverlauf erfolgende Einstellung des gezielten Verhältnisses von Si, Mn und Cr
in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug und dem Stahlsubstrat erleichtert.
[0029] Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt c) auf eine oberhalb der
Ar-Temperatur des Stahls liegende Glühtemperatur THZ, welche auch als Haltezonentemperatur
bezeichnet werden kann, erwärmt, um eine vollständige Gefügeumwandlung in den Austenit
zu ermöglichen. Die A3-Temperatur des Stahls ist analysenabhängig und kann mit Hilfe
der folgenden empirischen Gleichung abgeschätzt werden:
A3[°C] = 910-15,2%Ni+44,7%Si+31,5%Mo-21,1%Mn-203*√%C
mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Ni=Ni-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt
des Stahls in Gew.-%, %Mo=Mo-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls
in Gew.-%.
[0030] In einer bevorzugten Ausführung kann die Haltezonentemperatur THZ auf höchstens 950
°C beschränkt werden, um Betriebskosten zu sparen.
[0031] Das Aufheizen auf THZ erfolgt zweistufig. Dabei wird das Stahlflachprodukt zunächst
bis zum Erreichen einer Wendetemperatur TW, welche 200 - 400 °C beträgt, mit einer
Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 von 5 - 50 K/s erwärmt. Oberhalb der Wendetemperatur
T_W erfolgt das Aufheizen bis zum Erreichen der Haltezonentemperatur THZ mit einer
Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s. Dabei ist die erste Aufheizgeschwindigkeit
Theta_H1 ungleich der zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2. In einer bevorzugten
Ausführung ist Theta_H2 kleiner als Theta_H1.
[0032] In einer bevorzugten Ausführung wird das Stahlflachprodukt in einem Durchlaufofen
erwärmt. In einer besonders bevorzugten Ausführung wird das Stahlflachprodukt in einem
Ofen erwärmt, welcher mit keramischen Strahlrohren ausgestattet ist, was insbesondere
für das Erreichen von Bandtemperaturen oberhalb von 900 °C von Vorteil ist. Zudem
wird durch die indirekte Beheizung eine unerwünscht starke Oxidation der Stahloberfläche
verbunden mit der Bildung einer Oxidschicht vermieden, da die für die Verbrennung
erforderlichen Sauerstoffanteile nicht mit dem Werkstoff in Kontakt geraten. Hierbei
wird ein Gasgemisch in einem geschlossenem Brenner verbrannt und die Wärmeübertragung
erfolgt in diesem Fall durch Strahlung. Ein solcher Ofen wird auch als Radiant Tube
Furnace oder RTF bezeichnet.
[0033] Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt d) für eine Haltedauer tHZ von 5 - 15
s auf der Haltezonentemperatur THZ gehalten. Die Haltedauer tHZ soll 15 Sekunden nicht
überschreiten, um die Bildung eines groben Austenitkorns sowie ein unregelmäßiges
Austenitkornwachstum und damit negative Auswirkungen auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts
zu vermeiden. Die Haltedauer sollte mindestens 5 s dauern, um eine vollständige Umwandlung
in Austenit sowie eine homogene C-Verteilung im Austenit zu erzielen.
[0034] Die Atmosphäre, in welcher das Stahlflachprodukt dabei gehalten wird, enthält 3 -
7 Vol.-% Wasserstoff. Der Rest der Atmosphäre setzt sich aus mit Wasserdampf angefeuchtetem
Stickstoff und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammen, wobei ein Stickstoffanteil
von 93 - 97 Vol.-% angestrebt wird und wobei die Summe aller Bestandteile 100 Vol.-%
ergibt. Vorliegend beziehen sich die Angaben zur Ofenatmosphärenzusammensetzung auf
in Summe 100 Vol.-% ergebende Atmosphärenzusammensetzungen. So besteht die Atmosphäre
während des Haltens insbesondere aus 3 - 7 Vol.-% Wasserstoff und als Rest aus mit
Wasserdampf angefeuchtetem Stickstoff und vermeidbaren Verunreinigungen. Der Anteil
des Wasserdampfs in der Atmosphäre wird über den Taupunkt geregelt. Der Taupunkt wird
auf Werte von -22 °C bis 0 °C, bevorzugt auf Werte von höchstens -5 °C, insbesondere
auf Werte von -22 °C bis -5 °C, und besonders bevorzugt auf Werte von mindestens -20
°C und/oder höchstens -15 °C, insbesondere auf Werte von -20 °C bis -15 °C eingestellt.
Durch den Taupunkt kann der Konzentrationsverlauf der Elemente Si, Mn und Cr in der
Grenzschicht gesteuert und Konzentrationsprofile der Elemente Si, Mn und Cr in der
Grenzschicht erhalten werden.
[0035] Der Wasserdampfanteil wird über den Taupunkt beschrieben. Der Taupunkt entspricht
hierbei der Temperatur, bei der das Wasser in einem Gasvolumen kondensiert. Bei niedrigen
Werten für den Taupunkt ist der Wasseranteil im Gasgemisch gering. Mit steigendem
Taupunkt erhöht sich der Wasseranteil im Gasgemisch. Das angefeuchtete Gasgemisch
in der Ofenatmosphäre führt in Kombination mit der erleichterten Diffusion während
des Glühens zunächst zu einer Anreicherung der im Vergleich zu Eisen sauerstoffaffineren
Elementen Mn, Si und Cr an der Oberfläche des Grundwerkstoffs. Aufgrund der geringen
Größendifferenz von Mangan zu Eisen diffundiert Mn schneller im Eisengitter als Cr
oder Si. Chrom weist eine etwas langsamere Diffusion als Mn auf, während Silizium
deutlich langsamer diffundiert. Der Anreicherung entgegen wirkt die Ausdiffusion der
Elemente aus dem Grundwerkstoff während der Glühung in Arbeitsschritt d). Die Ausdiffusion
ist insbesondere für Mn ausgeprägt, jedoch auch für Si zu beobachten. Cr hingegen
passiviert oberflächennah durch die Bildung von Oxiden. Cr wird daher im Bereich von
bis zu 300 nm unter der Oberfläche des Grundwerkstoffs angereichert. Ist allerdings
der Taupunkt des Gasgemisches kleiner als -22°C, oder das Überangebot der im Vergleich
zum Cr sauerstoffaffineren Elemente Mn und Si im Bereich von bis zu 300 nm unter der
Oberfläche des Grundwerkstoffs zu hoch, diffundiert auch Cr durch die Oberfläche hinaus,
was sich negativ auf die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs und auf die Umformbarkeit
auswirkt.
[0036] In einer bevorzugten Ausführung beträgt der Wasserdampfanteil in der Ofenatmosphäre,
insbesondere während des Haltens in Arbeitsschritt d), mehr als 0,070 Vol.-%, besonders
bevorzugt mindestens 0,080 Vol.-%. Typischerweise beträgt der Wasserdampfanteil in
der Ofenatmosphäre höchstens 1,0 Vol.-%, bevorzugt höchstens 0,8 Vol.-%.
[0037] Die Steuerung der Gaszusammensetzung kann beispielsweise mit Hilfe eines automatisierten
Systems erfolgen. Dazu können trockene und feuchte Gasanteile miteinander gemischt
werden, wobei als Trägergas für den Wasserdampf Stickstoff verwendet wird. Die Einspeisung
des mit Wasserdampf angefeuchteten Stickstoffs in den Glühofen kann beispielsweise
unterhalb der Umlenkrolle erfolgen. Die Glühöfen, in denen das Stahlflachprodukt einer
Glühbehandlung unterzogen wird, können hierbei vertikal oder horizontal ausgelegt
sein. Während des Glühprozesses wird das Band durch den Ofen geleitet. Über sog. Umlenkrollen
wird beispielsweise die Bewegungsrichtung des Stahlflachproduktes in einem Vertikalofen
von abwärts nach aufwärts und umgekehrt geändert.
[0038] Durch das Einhalten der erfindungsgemäßen Glühzeit, Glühtemperatur und Atmosphärenzusammensetzung
mit einem Taupunkt von -22 °C bis 0 °C während des Glühens in Arbeitsschritt d) wird
gewährleistet, dass die Elemente Si, Mn und Cr in dem nach Durchführung des Arbeitsschritts
i) beschichteten Stahlflachprodukt in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug
und dem Stahlsubstrat folgendes Verhältnis der Summe von Si und Mn zu Cr aufweisen:
1,7
< [(Si + Mn) / Cr]_GS
< 15
mit Si: Si-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht; Mn: Mn-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht;
Cr: Cr-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht.
[0039] Eine Erkenntnis der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass hohe Si- und Mn-Gehalte
in der Grenzschicht die Beschichtbarkeit verschlechtern, wohingegen Cr keinen negativen
Einfluss, sondern bei Einhalten des oben genannten Verhältnisses sogar einen positiven
Einfluss auf die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs hat. Das Einhalten des Verhältnisses
der oxidbildenden Elemente Si, Mn und Cr in der Grenzschicht führt neben einer hervorragenden
Haftung des Korrosionsschutzüberzugs auch zu einer guten Umformbarkeit des beschichteten
Stahlflachprodukts.
[0040] Durch das Einhalten der erfindungsgemäßen Glühzeit, Glühtemperatur und Atmosphärenzusammensetzung
mit einem Taupunkt von -22 °C bis 0 °C während des Glühens in Arbeitsschritt d) wird
ferner gewährleistet, dass die Elemente Si, Mn und Cr folgendes Konzentrationsgefälle
in der Grenzschicht aufweisen:
[(Si + Mn) / Cr]_GS < [(Si + Mn) / Cr]_GW
mit [(Si + Mn) / Cr]_GS: Verhältnis der Summe des Si-Gehalts in Gew.-% und des Mn-Gehalts
in Gew.-% zum Cr-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht;
[(Si + Mn) / Cr]_GW: Verhältnis der Summe des Si-Gehalts in Gew.-% und des Mn-Gehalts
in Gew.-% zum Cr-Gehalt in Gew.-% im Grundwerkstoff .
[0041] Die Elementgehalte des Grundwerkstoffs beziehen sich dabei typischerweise auf eine
Lage, welche sich bei einem Drittel der Dicke des Stahlsubstrats befindet.
[0042] Durch das Einstellen des Konzentrationsgefälles von [(Si + Mn) / Cr]_GS zu [(Si +
Mn) / Cr]_GW kann sowohl die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs als auch die Umformbarkeit
des beschichteten Stahlflachprodukts verbessert werden.
[0043] In einer bevorzugten Ausführung erfolgen das Aufheizen des Stahlflachprodukts in
Arbeitsschritt c) und / oder das Halten in Arbeitsschritt d) in einem Radiant Tube
Furnace. In dem mit keramischen Strahlrohen ausgerüsteten Ofen kommen die sauerstoffhaltigen
Verbrennungsgase nicht mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt, da das zu verbrennende
Gasgemisch in einem geschlossenen Brenner verbrannt wird und die Wärmeübertragung
durch Strahlung erfolgt. Dadurch können zum einen eine Entkohlung der Oberfläche sowie
eine starke Oxidation der Oberfläche des unbeschichteten Stahlflachprodukts sowie
die Bildung einer deckenden Oxidschicht reduziert und bevorzugt vermieden werden.
[0044] In Arbeitsschritt e) wird das Stahlflachprodukt auf eine Temperatur TLK abgekühlt.
Die Abkühlung setzt nach Ablauf des Haltens in Arbeitsschritt d) ein. Insbesondere
setzt die Abkühlung unmittelbar nach dem Halten, und somit spätestens nach Ablauf
der maximalen Haltedauer von 15 s, ein. Die Temperatur TLK liegt nicht tiefer als
150 °C unterhalb der A3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts, um die Bildung
von Ferrit zu vermeiden. Die Dauer für die Abkühlung von THZ auf TLK beträgt mindestens
50 s und höchstens 300 s. Die in Arbeitsschritt e) durchgeführte Abkühlung kann auch
als kontrollierte und langsame Abkühlung bezeichnet werden.
[0045] In Arbeitsschritt f) wird das Stahlflachprodukt von der Temperatur TLK weiter abgekühlt
auf eine Kühlstopptemperatur TAB. Die Abkühlung von TLK auf TAB erfolgt mit einer
Abkühlrate ThetaQ, welche mindestens 30 K/s beträgt. Die Abkühlung kann auch als schnelle
Abkühlung bezeichnet werden. Die Abkühlrate ThetaQ beträgt mindestens 30 K/s, um die
Bildung von Ferrit und die Bildung von Bainit zu vermeiden. Die Abkühlung kann bevorzugt
mit bis zu 120 K/s durchgeführt werden, was beispielsweise durch den Einsatz einer
modernen Gasjetkühlung erreicht werden kann.
[0046] Die Kühlstopptemperatur TAB liegt zwischen der Martensitstarttemperatur TMS, das
heißt der Temperatur, bei der eine martensitische Umwandlung beginnt, und einer Temperatur,
die bis zu 175 °C kleiner ist als TMS. Es gilt:
(TMS-175°C)
< TAB
< TMS.
[0047] Die Martensitstarttemperatur kann mit Hilfe der folgenden Gleichung abgeschätzt werden:
TMS[°C] = 539°C+(-423%C - 30,4%Mn - 17,7%Ni - 12,1%Cr - 11%Si - 7%Mo)*°C/Gew.-%
mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Ni=Ni-Gehalt
des Stahls in Gew.-%, %Cr=Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls
in Gew.-%, %Mo=Mo-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
[0048] In Arbeitsschritt g) wird das Stahlflachprodukt für eine Haltezeit tQ, welche zwischen
10 und 60 Sekunden beträgt, auf der Kühlstopptemperatur TAB gehalten. tQ wird dabei
als Parameter zum Einstellen des Gefüges, insbesondere des Martensitanteils, verwendet.
Durch das Halten des Stahlflachprodukts auf der Temperatur TAB für 10 bis 60 s kann
eine sehr feine Martensitstruktur mit kleiner Paketgröße und geringer Lanzettenbreite
eingestellt werden. Diese führt im anschließenden Behandlungsschritt des Erwärmens
zu kurzen Diffusionswegen, wodurch eine gezielte lokale Stabilisierung des Restaustenits
möglich ist.
[0049] In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt mit einer höchstens 80 K/s betragenden
Aufheizrate ThetaB1 auf eine 450 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur TB erwärmt,
um Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit anzureichern. Die
Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit werden durch Einhalten einer
Gesamtbehandlungszeit für diesen Arbeitsschritt von 10 - 1000 s vermieden. Zudem ist
die Behandlungstemperatur TB auf die nachfolgende Schmelztauchbeschichtungsbehandlung
abgestimmt. Mit 450 - 500°C stellt TB gleichzeitig eine geeignete Temperatur für das
Eintauchen in ein Zink-basiertes Schmelzenbad dar. Das Aufheizen erfolgt mit einer
Aufheizrate von höchstens 80 K/s, insbesondere weniger als 80 K/s, um eine ausreichende
Umverteilung des Kohlenstoffs zu gewährleisten. In einer bevorzugten Ausführung kann
das Aufheizen beispielsweise durch den Einsatz von Strahlrohren oder durch den Einsatz
eines Boosters realisiert werden.
[0050] Die gesamte Behandlungszeit tBT beträgt mindestens 10 und höchstens 1000 s, um eine
ausreichende Umverteilung des Kohlenstoffs zu gewährleisten. Die gesamte Behandlungszeit
tBT setzt sich aus der Zeit tBR, die für das Erwärmen benötigt wird, und der Zeit
tBI, während der das Stahlflachprodukt optional isotherm gehalten wird, zusammen.
[0051] In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt einer Beschichtungsbehandlung, insbesondere
einem Schmelztauchbeschichten unterzogen. Dabei durchläuft das Stahlflachprodukt ein
Beschichtungsbad mit einer auf Zink basierenden Schmelzbadzusammensetzung. Die Temperatur
des Schmelzbads beträgt dabei bevorzugt 450 - 500 °C. Eine geeignete Schmelzbadzusammensetzung
kann beispielsweise bis zu 2 Gew.-% Al, bis zu 2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare
Verunreinigungen enthalten, insbesondere aus bis zu 2 Gew.-% Al, bis zu 2 Gew.-% Mg,
Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen bestehen. In einer weiteren bevorzugten
Ausführung kann eine geeignete Schmelzbadzusammensetzung beispielsweise bis zu 1 Gew.-%
Al, Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen enthalten, insbesondere aus bis
zu 1 Gew.-% Al, Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen. In einer besonders
bevorzugten Ausführung kann eine Schmelzbadzusammensetzung 1-2 Gew.-% Al, 1-2 Gew.-%
Mg, Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen enthalten, insbesondere aus 1-2
Gew.-% Al, 1-2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen.
Durch die Beschichtungsbehandlung wird auf mindestens einer Seite des Stahlflachprodukts
ein Korrosionsschutzüberzug auf das Stahlflachprodukt aufgebracht.
[0052] Direkt im Anschluss an den Arbeitsschritt i) kann das Stahlflachprodukt in einem
optionalen Arbeitsschritt j) einer Galvannealing-Behandlung unterzogen werden. Dazu
wird es für eine Dauer tGA von 10 s - 60 s bei einer Temperatur TGA von 500 - 565
°C angelassen.
[0053] In Arbeitsschritt k) wird das beschichtete Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit
ThetaB2 von mindestens 5 K/s, bevorzugt von mehr als 5 K/s, auf Raumtemperatur abgekühlt.
Vorliegend wird der im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens durch das zweite Abschrecken
in Arbeitsschritt k) gebildete Martensit als nicht angelassener Martensit bezeichnet.
Der durch das erste Abschrecken nach dem Austenitisieren entstandene Martensit, der
in Arbeitsschritt h) einer Erwärmung unterzogen wird, wird auch als angelassener Martensit
bezeichnet.
[0054] In einer bevorzugten Ausführung können die Atmosphärenzusammensetzungen, welche das
Stahlflachprodukt in den weiteren Arbeitsschritten, insbesondere in den Arbeitsschritten
e) bis k) durchläuft, an die Ofenatmosphäre des Halteprozesses des Arbeitsschritts
d) angepasst werden. So wird bevorzugt in mindestens einem weiteren Arbeitsschritt
eine Atmosphäre eingestellt, die 3 - 7 Vol.-% Wasserstoff und als Rest mit Wasserdampf,
bevorzugt mit mindestens 0,070 Vol.-%, besonders bevorzugt mit mindestens 0,080 Vol.-%,
weiter bevorzugt mit höchstens 1,0 Vol.-%, besonders bevorzugt mit höchstens 0,8 Vol.-%
Wasserdampf, angefeuchteten Stickstoff und unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
[0055] In einer bevorzugten Ausführung umfasst das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen
eines höchstfesten, mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug versehenen Stahlflachprodukts
keine weiteren Arbeitsschritte und somit ausschließlich die unter a) - k) genannten
Arbeitsschritte.
[0056] Ein erfindungsgemäßes Produkt umfasst ein Stahlsubstrat, welches einen Stahl umfasst,
bevorzugt aus einem Stahl besteht, der aus (in Gew.-%): 0,1 - 0,5 % C, mindestens
einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mn und Si, wobei der Mn-Gehalt
1,0 - 3,0 % und der Si-Gehalt 0,7 - 2,5 % beträgt, 0,05 - 1 % Cr, bis zu 0,020 % P,
bis zu 0,005 % S, bis zu 0,008 % N, sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden
Elemente 0,01 - 1,5 % Al, 0,05 - 0,5 % Mo, 0,0004 - 0,001 % B sowie optional aus in
Summe 0,001 - 0,3 % V, Ti und Nb, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht.
[0057] Das Stahlsubstrat weist ein Gefüge auf, das 5 - 20 Vol.-% Restaustenit, weniger als
5 Flächen-% Bainit, weniger als 10 Flächen-% Ferrit und mindestens 80 Flächen-% Martensit,
wovon mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und weniger als 25 Flächen-%
nicht angelassener Martensit ist, enthält. In einer bevorzugten Ausführung besteht
das Gefüge des erfindungsgemäßen Produkts aus 5 - 20 Vol.-% Restaustenit, weniger
als 5 Flächen-% Bainit, weniger als 10 Flächen-% Ferrit und als Rest aus Martensit,
wobei der Martensitanteil am Gesamtgefüge mindestens 80 Flächen-% beträgt, wovon mindestens
75 Flächen-% angelassener Martensit und weniger als 25 Flächen-% nicht angelassener
Martensit ist.
[0058] Zum Erreichen der angestrebten Festigkeiten wird ein hoher Martensitanteil eingestellt.
Die Duktilität kann über den Anteil angelassenen Martensits beeinflusst werden. Der
gesamte im Gefüge vorhandene Martensitanteil setzt sich aus angelassenem und nicht
angelassenem Martensit zusammen, wobei die Möglichkeit besteht, dass kein nicht angelassener
Martensit vorliegt.
[0059] Insofern nicht anders erwähnt, sind vorliegend die Angaben zu den Gefügeanteilen
für Restaustenit auf Vol.-% und für andere Gefügebestandteile wie beispielsweise Martensit,
Ferrit und Bainit, auf Flächen-% bezogen.
[0060] Das Gefüge ist besonders feinkörnig und weist bevorzugterweise eine durchschnittliche
Korngröße von weniger als 30 µm auf. Aufgrund der Feinheit der Gefügestrukturen empfiehlt
es sich, die Gefügeuntersuchungen an einem Rasterelektronenmikroskop (REM) bei mindestens
5000facher Vergrößerung durchzuführen. Als geeignete Methode zur quantitativen Bestimmung
des Restaustenits empfiehlt sich eine Untersuchung mittels Röntgenbeugung (XRD) nach
ASTM E975.
[0061] Das erfindungsgemäße Produkt umfasst ferner einen metallischen Schutzüberzug, bevorzugt
einen Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug. Ein geeigneter Korrosionsschutzüberzug
enthält bis zu 2 Gew.-% Al, bis zu 2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen,
insbesondere besteht der Korrosionsschutzüberzug aus bis zu 2 Gew.-% Al, bis zu 2
Gew.-% Mg, Rest Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen. In einer besonders bevorzugten
Ausführung weist der Korrosionsschutzüberzug 1-2 Gew.-% Al, 1-2 Gew.-% Mg, Rest Zink
und unvermeidbaren Verunreinigungen auf, insbesondere besteht er aus 1-2 Gew.-% Al,
1-2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen. In einer alternativen
bevorzugten Ausführung weist der Korrosionsschutzüberzug bis zu 1 Gew.-% Al, Rest
Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen auf, insbesondere besteht er aus bis zu 1
Gew.-% Al, Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen.
[0062] Das erfindungsgemäße, beschichtete Stahlflachprodukt weist in der Grenzschicht zwischen
dem Korrosionsschutzüberzug und dem Stahlsubstrat ein Verhältnis der Summe von Si
und Mn zu Cr von mindestens 1,7 und höchstens 15 gemäß folgender Beziehung auf:
1,7
< [(Si + Mn) / Cr]_GS
< 15
mit Si: Si-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht, Mn: Mn-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht,
Cr: Cr-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht.
[0063] Eine Erkenntnis der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass hohe Si- und Mn-Gehalte
in der Grenzschicht die Beschichtbarkeit negativ beeinflussen, wohingegen Cr keinen
negativen Einfluss, sondern bei Einhalten des oben genannten Verhältnisses sogar einen
positiven Einfluss auf die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs hat. Untersuchungen
haben gezeigt, dass sich die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs bei einer Anreicherung
von Si und Mn in der Grenzschicht verschlechtert, wohingegen die Haftung deutlich
verbessert ist, wenn auch Chrom angereichert vorliegt. Allerdings ist die Zugabe von
Cr durch seine negative Wirkung auf die Korngrenzenoxidation sowie durch wirtschaftliche
Überlegungen auf höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,6 Gew.-%, begrenzt, während
Mindestgehalte an Si und/oder Mn zum Erreichen der angestrebten mechanischen Eigenschaften
erforderlich sind. Eine verhältnismäßig starke Anreicherung von Si und/oder Mn in
der Grenzschicht führt dort jedoch lokal zu einer ausgeprägten Oxidbildung. Diese
Oxide führen zu Problemen bei der Schmelztauchbeschichtung und resultieren in einer
unzureichenden Haftung des Korrosionsschutzüberzugs auf dem Grundwerkstoff. Das Risiko
für Haftungsfehler ist jedoch gering, wenn das Verhältnis der Summe aus Si+Mn zu Cr
höchstens 15, bevorzugt höchstens 13 beträgt. Das Risiko für Haftungsfehler ist ebenfalls
gering, wenn das Verhältnis der Summe aus Si+Mn zu Cr mindestens 1,7, bevorzugt mindestens
2,5 beträgt.
[0064] Eine Cr-Anreicherung in der Grenzschicht mit einem Verhältnis der Summe aus Si+Mn
zu Cr von höchstens 15, bevorzugt höchstens 13, wirkt sich auch positiv auf das Umformverhalten
des beschichteten Stahlflachprodukts aus. Dies ist darauf zurückzuführen, dass Cr
der Bildung von Si- und Mn-Oxiden entgegenwirkt. Si- und Mn-Oxide weisen eine spröde
Beschaffenheit auf, wodurch die Bildung von Rissen beim Umformen gefördert wird. Durch
das Einhalten des Verhältnisses der oxidbildenden Elemente Si, Mn und Cr an der Grenzschicht
können selbst für Stähle mit sehr hohen Zugfestigkeiten von beispielsweise 1180 MPa
und mehr, Lochaufweitungen von über 25 % eingestellt werden.
[0065] Erfindungsgemäß ist das Verhältnis der Summe aus Si+Mn zu Cr in der Grenzschicht
kleiner als im Grundwerkstoff. So weist das beschichtete Stahlflachprodukt zwischen
der Grenzschicht und dem Stahlsubstrat beziehungsweise dem Grundwerkstoff ein Konzentrationsgefälle
auf, welches sich durch folgende Beziehung darstellen lässt:
[(Si + Mn) / Cr]_GS < [(Si + Mn) / Cr]_GW
mit [(Si + Mn) / Cr]_GS: Verhältnis der Summe des Si-Gehalts in Gew.-% und des Mn-Gehalts
in Gew.-% zum Cr-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht,
[(Si + Mn) / Cr]_GW: Verhältnis der Summe des Si-Gehalts in Gew.-% und des Mn-Gehalts
in Gew.-% zum Cr-Gehalt in Gew.-% im Grundwerkstoff. Die Angabe der Elementgehalte
des Grundwerkstoffs bezieht sich typischerweise auf die Zusammensetzung bei einem
Drittel der Dicke des Stahlsubstrats.
[0066] Dadurch, dass [(Si + Mn) / Cr]_GS kleiner als [(Si + Mn) / Cr]_GW ist, wird gewährleistet,
dass das Stahlflachprodukt eine gute Haftung der metallischen Beschichtung auf dem
Stahlsubstrat sowie gute Umformeigenschaften aufweist. Dieser Effekt lässt sich besonders
sicher erreichen, wenn [(Si + Mn) / Cr]_GS bevorzugt kleiner als 0,9*[(Si + Mn) /
Cr]_GW, besonders bevorzugt kleiner als 0,6*[(Si + Mn) / Cr]_GW ist.
[0067] Die beschichteten Stahlflachprodukte weisen bevorzugt eine Zugfestigkeit Rm von mindestens
600 MPa, eine Dehngrenze Rp02 von mindestens 400 MPa und eine Dehnung A80 von mindestens
7 %, insbesondere von mehr als 7 %, auf. Typischerweise werden Zugfestigkeiten von
950 bis 1500 MPa erreicht. Die Dehngrenzenwerte betragen typischerweise mindestens
700 MPa. Die Dehngrenze liegt dabei jeweils unter der erreichten Zugfestigkeit. Typischerweise
liegt die Dehngrenze unterhalb von 950 MPa. Ferner weisen die beschichteten Stahlflachprodukte
eine ausgezeichnete Haftung des Korrosionsschutzüberzugs, vorzugsweise eine gemäß
Kugelschlagtest gemäß SEP 1931 ermittelte Haftung der Stufe 1, auf dem Stahlsubstrat
sowie eine sehr gute Umformbarkeit auf. Als ein Maß für die Umformbarkeit kann beispielsweise
die Lochaufweitung herangezogen werden. Die Lochaufweitung beträgt typischerweise
mindestens 25 %. Auch das Produkt aus Zugfestigkeit und Lochaufweitung kann als Maß
für die Umformbarkeit herangezogen werden. In einer bevorzugten Ausführung beträgt
das Produkt aus Zugfestigkeit und Lochaufweitung mindestens 20.000 MPa*%, bevorzugt
mindestens 25.000 MPa*%.
[0068] Die Zugfestigkeit, Dehngrenze und Dehnung wurden gemäß DIN EN ISO 6892, Probenform
2, die Haftung wurde anhand eines Kugelschlagtests KST gemäß SEP 1931 und die Lochaufweitung
wurde gemäß ISO 16630 bestimmt. Die Elementverteilung in der Grenzschicht sowie in
den der Grenzschicht benachbarten Bereichen kann mittels der Methode der Glimmentladungsspektroskopie
(Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy, kurz GDOES) durchgeführt werden. Hierfür
kann beispielsweise ein GDOES-Messgerät der Firma Leco verwendet werden. Mittels GDOES
ist es möglich, die quantitative Bestimmung von Elementen in Schichtaufbauten entlang
der Schichtdicke durchzuführen. So kann der Beginn der Grenzschicht mittels GDOES
ermittelt werden, indem jeweils der Schnittpunkt des Kurvenverlaufs des Zn-Gehalts
und des Fe-Gehalts als Anfangspunkt der Grenzschicht, welche sich von diesem Schnittpunkt
aus 300 nm in den Grundwerkstoff hinein erstreckt, herangezogen wird.
[0069] In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt
durch das obenstehend erläuterte erfindungsgemäße Verfahren hergestellt.
[0070] Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
[0071] Zur Erprobung wurden sieben Schmelzen A-G der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen
erzeugt, aus welchen auf konventionelle Weise 11 Warmbänder mit einer Dicke von 1,8
bis 2,5 mm erzeugt wurden. Dabei entsprechen die Schmelzen C, E, F und G den erfindungsgemäßen
Vorgaben für die Stahlzusammensetzung, wohingegen die Schmelzen A und B zu geringe
Si-Gehalte aufweisen und die Schmelze D einen zu geringen Si-Gehalt und einen zu hohen
Al-Gehalt aufweist.
[0072] Die Warmbänder wurden auf konventionelle Weise gebeizt und mit den in Tabelle 2 angegebenen
Fertigungsparametern weiterverarbeitet. Dabei wurden die Warmbänder jeweils mit dem
in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgrad "KWG" zu Kaltbändern gewalzt, die Kaltbänder
wurden jeweils mit einer ersten, schnelleren Aufheizrate "ThetaH1" auf eine Wendetemperatur
"TW" erwärmt und dann mit einer zweiten, langsameren Aufheizrate "ThetaH2" auf die
Haltezonentemperatur "THZ" gebracht, auf welcher sie für die Dauer "tHZ" von 5 bis
15s in einer Atmosphäre mit einem Taupunkt "TP" gehalten wurden. Danach wurden die
Kaltbänder zunächst langsam innerhalb einer Zeitspanne "tLK" von 50 bis 300 s auf
eine Zwischentemperatur "TLK" abgekühlt, dann von der Zwischentemperatur "TLK" mit
einer Abkühlrate "ThetaQ" schnell auf eine Kühlstopptemperatur "TAB" abgeschreckt,
auf welcher sie für eine Dauer "tQ" von 10 bis 60s gehalten wurden. Anschließend wurden
die Stahlflachprodukte mit einer Aufheizrate "ThetaB1" von höchstens 80K/s auf eine
Behandlungstemperatur "TB" erwärmt. Die Stahlflachprodukte wurden nicht auf der Behandlungstemperatur
gehalten. Anschließend wurden die Stahlflachprodukte einem in ansonsten konventioneller
Weise durchgeführten Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad der folgenden Zusammensetzung
unterzogen: bis zu 2 Gew.-% Al, bis zu 2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen.
Die Stahlflachprodukte der Schmelzen A - F wurden abschließend mit einer Abkühlrate
"ThetaB2" von mindestens 5 K/s auf Raumtemperatur abgeschreckt. Die Stahlflachprodukte
der Schmelze G wurden nach dem Schmelztauchbeschichten zunächst bei einer Temperatur
TGA für eine Dauer tGA angelassen und erst nach dem Anlassen mit einer Abkühlrate
von mindestens 5 K/s auf Raumtemperatur abgeschreckt.
[0073] Von den Stahlflachprodukten der Versuche A1-G12 wurden Proben entnommen, an welchen
das Gefüge untersucht und die mechanischen Eigenschaften geprüft wurden. Die Buchstaben
in der Probenbezeichnung geben an, aus welcher der in Tabelle 1 angegebenen Schmelzen
das Probenmaterial stammt. Die Ergebnisse der Gefügeuntersuchungen sind in Tabelle
3 angegeben und die Ergebnisse der Prüfungen der mechanischen Eigenschaften sind in
Tabelle 4 angegeben. Dabei bezeichnet "MA" den Anteil angelassenen Martensits am gesamten
Gefüge, "M" den Anteil nicht angelassenen Martensits am gesamten Gefüge, "F" den Anteil
Ferrits, "B" den Anteil Bainits, "RA" den Anteil Restaustenits.
[0074] Die Gefügeuntersuchungen erfolgten an Querschliffen bei 1/3t-Lage, d.h. an Schliffen,
welche bei einem Drittel der Blechdicke des Stahlsubstrats entnommen wurden. Die Schliffe
wurden für eine rasterelektronenmikroskopische (REM) Untersuchung präpariert und mit
einer 3%-Nital-Ätzung behandelt. Aufgrund der Feinheit der Gefügestrukturen wurde
das Gefüge mittels REM-Betrachtung bei 5000facher Vergrößerung charakterisiert. Die
quantitative Bestimmung des Restaustenits wurde mittels Röntgenbeugung (XRD) nach
ASTM E975 durchgeführt. An einer weiteren Probe, die neben der Schliffprobe entnommen
wurde, erfolgte die GDOES-Untersuchung der Elementverteilung in der Grenzschicht sowie
in den der Grenzschicht benachbarten Bereichen. Die Ermittlung der Elementgehalte
des Grundwerkstoffs erfolgte mittels der Verbrennungsanalytik ICP-OES (inductively
coupled plasma optical emission spectrometry) in 1/3t-Lage. Die Prüfung der mechanischen
Eigenschaften Dehngrenze "Rp02", Zugfestigkeit "Rm" und Dehnung "A80" erfolgte gemäß
DIN EN ISO 6892:2009, Probenform 2, an Längsproben, welche in der Mitte der Stahlflachprodukte
entnommen wurden. Die Haftung des zinkbasierten Korrosionsschutzüberzugs wurde als
KST gemäß SEP 1931 und die Lochaufweitung wurde gemäß ISO16630 ermittelt.
[0075] Die Versuche zeigen, dass die erfindungsgemäß gefertigten Proben C4, C5, E8 und F10
sehr niedrige Werte für das Verhältnis [(Si+Mn)/Cr]_GS von höchstens 15 aufweisen.
Gleichzeitig zeigen diese Proben eine ausgezeichnete Haftung des Korrosionsschutzüberzugs
von kleiner 1,5 und eine sehr gute Lochaufweitung von über 25%. Im Vergleich hierzu
zeigen Proben von Stählen derselben Festigkeitsklasse, die jedoch einen höheren Wert
als 15 für [(Si+Mn)/Cr]_GS aufweisen, eine schlechtere Umformbarkeit und schlechtere
Überzugshaftung. Die Probe E9 zeigt, dass es zwar bei einer zu geringen Anfeuchtung
des Stickstoffs im Gasgemisch mit Wasserdampf und somit einem zu niedrigen Taupunkt
möglich ist, noch ausreichende Werte für das Produkt aus Zugfestigkeit und Lochaufweitung
(Zugfestigkeit*Lochaufweitung) zu erreichen, jedoch ist die Haftung des Korrosionsschutzüberzugs
beeinträchtigt. Bei den Proben der Versuche A1, B2 und F11 ist zu erkennen, dass die
zunehmende Differenz zwischen der Streckgrenze und der Zugfestigkeit im geglühten
Material dazu führt, dass für das Produkt aus Zugfestigkeit*Lochaufweitung keine ausreichenden
Werte mehr erreicht werden.
Tabelle 1
Schmelze |
C |
Si |
Mn |
P |
S |
Al |
Cr |
Nb |
Mo |
N |
Ti |
V |
B |
A |
0,171 |
1,59 |
1,51 |
0,012 |
0,0027 |
- |
0,060 |
0,027 |
0,049 |
0,0027 |
0,002 |
0,002 |
0,0005 |
B |
0,162 |
0,09 |
2,14 |
0,017 |
0,0025 |
0,330 |
0,091 |
0,027 |
- |
0,0031 |
0,007 |
0,005 |
- |
C |
0,158 |
1,18 |
1,99 |
0,014 |
0,0020 |
0,017 |
0,148 |
0,001 |
0,051 |
0,0016 |
0,015 |
- |
0,0010 |
D |
0,223 |
0,17 |
1,61 |
0,018 |
0,0025 |
1,550 |
0,072 |
0,003 |
0,070 |
0,0049 |
0,012 |
0,003 |
0,0007 |
E |
0,218 |
1,48 |
2,21 |
0,016 |
0,0023 |
0,024 |
0,173 |
0,001 |
0,100 |
0,0046 |
- |
0,003 |
0,0004 |
F |
0,274 |
1,47 |
2,31 |
0,005 |
0,0021 |
0,022 |
0,132 |
- |
0,099 |
0,0013 |
0,086 |
0,004 |
0,0005 |
G |
0,45 |
2,3 |
- |
0,019 |
0,0032 |
0,95 |
0,58 |
0,14 |
0,49 |
0,0062 |
0,029 |
0,1 |
0,0009 |
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. |
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben. |
Tabelle 2
Probe |
KWG |
Theta H1 |
TW |
Theta H2 |
THZ |
TLK |
Theta Q |
TAB |
TB |
TP |
H2 |
H2O |
N2 |
TGA |
tGA |
|
[%] |
[K/s] |
[°C] |
[K/s] |
[°C] |
[°C] |
[K/s] |
[°C] |
[°C] |
[°C] |
[Vol.-%] |
[Vol.-%] |
[Vol.-%] |
[°C] |
[s] |
A1 |
42 |
12 |
350 |
3,5 |
780 |
685 |
33 |
410 |
425 |
-27,3 |
9,6 |
0,050 |
90,2 |
- |
- |
B2 |
39 |
10 |
375 |
4,2 |
820 |
690 |
34 |
390 |
440 |
-24,6 |
5,3 |
0,065 |
94,5 |
- |
- |
B3 |
25 |
10 |
375 |
4,1 |
820 |
690 |
34 |
390 |
440 |
-25,2 |
5,5 |
0,061 |
94,0 |
- |
- |
C4 |
45 |
12 |
350 |
5,0 |
850 |
710 |
38 |
355 |
455 |
-19,6 |
4,7 |
0,106 |
95,1 |
- |
- |
C5 |
42 |
12 |
350 |
5,9 |
850 |
710 |
38 |
355 |
450 |
-21,4 |
6,9 |
0,093 |
93,0 |
- |
- |
D6 |
48 |
15 |
360 |
3,5 |
875 |
715 |
31 |
340 |
437 |
-22,5 |
7,5 |
0,080 |
92,3 |
- |
- |
D7 |
33 |
15 |
360 |
3,5 |
875 |
715 |
31 |
340 |
437 |
-23,6 |
8,4 |
0,072 |
91,4 |
- |
- |
E8 |
42 |
12 |
325 |
3,3 |
895 |
685 |
33 |
325 |
460 |
-18,7 |
3,8 |
0,116 |
95,5 |
- |
- |
E9 |
45 |
12 |
325 |
3,3 |
895 |
685 |
33 |
330 |
445 |
-24,3 |
6,7 |
0,067 |
93,2 |
- |
- |
F10 |
40 |
13 |
330 |
3,3 |
900 |
695 |
33 |
330 |
472 |
-16,3 |
3,1 |
0,145 |
96,2 |
- |
- |
F11 |
35 |
14 |
375 |
3,7 |
810 |
690 |
31 |
285 |
460 |
-29,8 |
12,8 |
0,038 |
87,0 |
- |
- |
G12 |
29 |
35 |
285 |
8,2 |
910 |
750 |
47 |
250 |
400 |
-5,8 |
5,8 |
0,370 |
93,4 |
537 |
45 |
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben. |
Tabelle 3
Probe |
MA [Flächen-%] |
M [Flächen-%] |
F [Flächen-%] |
B [Flächen-%] |
RA [Vol.-%] |
A1 |
10 |
15 |
35 |
25 |
15 |
B2 |
25 |
25 |
27 |
20 |
3 |
B3 |
28 |
16 |
29 |
18 |
9 |
C4 |
70 |
15 |
7 |
Sp |
7 |
C5 |
75 |
12 |
5 |
Sp |
6 |
D6 |
10 |
15 |
25 |
37 |
13 |
D7 |
15 |
8 |
17 |
45 |
15 |
E8 |
80 |
5 |
Sp |
Sp |
12 |
E9 |
65 |
25 |
Sp |
Sp |
8 |
F10 |
70 |
12 |
0 |
Sp |
17 |
F11 |
65 |
10 |
20 |
Sp |
3 |
G12 |
28 |
14 |
0 |
38 |
20 |
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben. |
Tabelle 4
Probe |
Rp02 [MPa] |
Rm [MPa] |
A80 [%] |
KST |
LA [%] |
Rm*LA [MPa*%] |
[(Si+Mn)/Cr]_GS |
[(Si+Mn)/Cr]_GW |
A1 |
475 |
810 |
21 |
4,0 |
12 |
9720 |
58 |
52 |
B2 |
550 |
850 |
17 |
3,8 |
9 |
7650 |
47 |
25 |
B3 |
520 |
865 |
20 |
2,5 |
13 |
11245 |
19 |
25 |
C4 |
823 |
1060 |
18 |
1,3 |
43 |
45580 |
4 |
21 |
C5 |
791 |
1073 |
19 |
1,3 |
27 |
28971 |
11,5 |
21 |
D6 |
520 |
795 |
27 |
3,5 |
15 |
11925 |
44 |
25 |
D7 |
490 |
733 |
29 |
3,3 |
19 |
13927 |
17 |
25 |
E8 |
907 |
1204 |
13 |
1,0 |
31 |
37324 |
7,3 |
21 |
E9 |
825 |
1229 |
12 |
3,2 |
25 |
30725 |
23 |
21 |
F10 |
1216 |
1420 |
19 |
1,5 |
30 |
42600 |
2,5 |
29 |
F11 |
876 |
1375 |
13 |
3,0 |
9 |
12375 |
35 |
29 |
G12 |
1398 |
1466 |
12 |
1 |
14 |
20524 |
3,2 |
4,0 |
LA=Lochaufweitung |
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben. |
1. Verfahren zum Herstellen eines höchstfesten, mit einem metallischen Schutzüberzug
versehenen Stahlflachprodukts umfassend mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
a) Zur Verfügungstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts, welches einen Stahl
umfasst, der aus (in Gew.-%)
0,1 - 0,5 % C,
mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mn und Si, wobei
der Mn-Gehalt 1,0 - 3,0 % und der Si-Gehalt 0,7 - 2,5 % beträgt,
0,05 - 1 % Cr,
bis zu 0,020 % P,
bis zu 0,005 % S,
bis zu 0,008 % N,
sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente
0,01 - 1,5% Al,
0,05 - 0,5 % Mo,
0,0004 - 0,001 % B
sowie optional aus in Summe 0,001 - 0,3 % V, Ti und Nb, und als Rest aus Eisen und
unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
b) Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei das warmgewalzte
Stahlflachprodukt eine Dickenreduktion von mindestens 37 % erfährt;
c) zweistufiges Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur
THZ, welche oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt, wobei das Aufheizen zunächst
mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 von 5 - 50 K/s bis zu einer 200 -
400 °C betragenden Wendetemperatur TW und oberhalb der Wendetemperatur TW mit einer
zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s bis zur Haltezonentemperatur
THZ erfolgt;
d) Halten des Stahlflachprodukts auf der Haltezonentemperatur THZ für eine Dauer tHZ
von 5 - 15 s in einer Ofenatmosphäre, die 3 - 7 Vol.-% Wasserstoff, und als Rest mit
Wasserdampf angefeuchteten Stickstoff und unvermeidbare Verunreinigungen enthält,
wobei der Taupunkt der Ofenatmosphäre zwischen -22 °C und 0 °C beträgt;
e) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Haltezonentemperatur THZ auf eine Temperatur
TLK, welche nicht tiefer als 150 °C unterhalb der A3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts
liegt, wobei die Dauer für die Abkühlung von THZ auf TLK mindestens 50 s und höchstens
300 s beträgt;
f) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Temperatur TLK mit einer Abkühlrate ThetaQ
von mindestens 30 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TAB, welche zwischen der Martensitstarttemperatur
TMS und einer Temperatur, die bis zu 175 °C kleiner als TMS ist, liegt;
g) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur TAB für eine Dauer von
10 - 60 s;
h) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate ThetaB1, welche höchstens
80 K/s beträgt, auf eine 450 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur TB und optionales
isothermes Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur TB, wobei die
gesamte Behandlungszeit tBT für das Erwärmen und das optionale isotherme Halten 10
- 1000 s beträgt;
i) Schmelztauchbeschichten des Stahlflachprodukts mit einem zinkbasierten Korrosionsschutzüberzug;
j) optionales Anlassen des beschichteten Stahlflachprodukts bei einer Temperatur von
500 - 565°C für eine Dauer von 10s - 60s;
k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate
ThetaB2 von mindestens 5 K/s.
2. Verfahren gemäß Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass das Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzbad erfolgt, welches bis zu 2 Gew.-%
Al, bis zu 2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
3. Verfahren gemäß Anspruch 1 oder 2 dadurch gekennzeichnet, dass der Taupunkt der Ofenatmosphäre zwischen -22 °C und -5 °C beträgt.
4. Verfahren gemäß einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen des Stahlflachprodukts in Arbeitsschritt c) und / oder das Halten in
Arbeitsschritt d) in einem Radiant Tube Furnace erfolgt.
5. Höchstfestes, mit einem metallischen Schutzüberzug versehenes Stahlflachprodukt,
dadurch gekennzeichnet, dass es ein Stahlsubstrat umfasst, welches einen Stahl umfasst, der aus (in Gew.-%):
0,1 - 0,5 % C,
mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mn und Si, wobei
der Mn-Gehalt 1,0 - 3,0 % und der Si-Gehalt 0,7 - 2,5 % beträgt,
0,05 - 1 % Cr,
bis zu 0,020 % P,
bis zu 0,005 % S,
bis zu 0,008 % N,
sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente
0,01 - 1,5% Al,
0,05 - 0,5 % Mo,
0,0004 - 0,001 % B
sowie optional aus in Summe 0,001 - 0,3 % V, Ti und Nb, und als Rest aus Eisen und
unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das
- 5 - 20 Volumen-% Restaustenit,
- weniger als 5 Flächen-% Bainit,
- weniger als 10 Flächen-% Ferrit,
- mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener
Martensit ist,
enthält, wobei das Stahlflachprodukt in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug
und dem Stahlsubstrat ein Verhältnis der Summe von Si und Mn zu Cr gemäß folgender
Beziehung aufweist:
1,7 < [(Si + Mn) / Cr]_GS < 15
und das Verhältnis der Summe aus Si+Mn zu Cr in der Grenzschicht kleiner als im Grundwerkstoff
ist, so dass gilt:
[(Si + Mn) / Cr]_GS < [(Si + Mn) / Cr]_GW
mit [(Si + Mn) / Cr]_GS: Verhältnis der Summe des Si-Gehalts in Gew.-% und des Mn-Gehalts
in Gew.-% zum Cr-Gehalt in Gew.-% in der Grenzschicht,
[(Si + Mn) / Cr]_GW: Verhältnis der Summe des Si-Gehalts in Gew.-% und des Mn-Gehalts
in Gew.-% zum Cr-Gehalt in Gew.-% im Grundwerkstoff.
6. Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 5 dadurch gekennzeichnet, dass es zwischen dem Grundwerkstoff und der Grenzschicht ein Konzentrationsgefälle von
[(Si + Mn) / Cr]_GS < 0,9*[(Si + Mn) / Cr]_GW
aufweist.
7. Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 5 dadurch gekennzeichnet, dass es zwischen dem Grundwerkstoff und der Grenzschicht ein Konzentrationsgefälle von
[(Si + Mn) / Cr]_GS < 0,6*[(Si + Mn) / Cr]_GW
aufweist.
8. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 7 dadurch gekennzeichnet, dass es eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 600 MPa, eine Dehngrenze Rp02 von mindestens
400 MPa und eine Dehnung A80 von mindestens 7 % aufweist.
9. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 8 dadurch gekennzeichnet, dass es eine Lochaufweitung von mindestens 25 %, ein Produkt aus Zugfestigkeit und Lochaufweitung
von mindestens 20.000 MPa*% und/oder eine sehr gute Haftung des Korrosionsschutzüberzugs
auf dem Stahlsubstrat aufweist.
10. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 9 dadurch gekennzeichnet, dass der metallische Schutzüberzug bis zu 2 Gew.-% Al, bis zu 2 Gew.-% Mg, Rest Zink und
unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
11. Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 10 dadurch gekennzeichnet, dass der metallische Schutzüberzug 1-2 Gew.-% Al, 1-2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare
Verunreinigungen enthält.
12. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 9 dadurch gekennzeichnet, dass der metallische Schutzüberzug bis zu 1 Gew.-% Al, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen
enthält.
13. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 12 dadurch gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt des Stahlsubstrats mehr als das 3,42-fache des N-Gehalts des Stahlsubstrats
beträgt oder dass der Nb-Gehalt des Stahlsubstrats mehr als das 3,42-fache des N-Gehalts
des Stahlsubstrats beträgt.
14. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 13 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug und
dem Stahlsubstrat ein Verhältnis der Summe von Si und Mn zu Cr [(Si + Mn) / Cr]_GS
von höchstens 13 aufweist.
15. Stahlflachprodukt gemäß einem der Ansprüche 5 bis 14 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt in der Grenzschicht zwischen dem Korrosionsschutzüberzug und
dem Stahlsubstrat ein Verhältnis der Summe von Si und Mn zu Cr [(Si + Mn) / Cr]_GS
von mindestens 2,5 aufweist.