STAHLFLACHPRODUKT UND VERFAHREN ZU SEINER HERSTELLUNG

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt, das eine optimierte Kombination aus Festigkeit und Dehnung besitzt.

[0002] Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Produkts.

[0003] Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, sind damit Stahlbänder, -bleche oder daraus gewonnene Blechzuschnitte, wie Platinen gemeint.

[0004] Sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt, sind im vorliegenden Text und in den Ansprüchen die Gehalte an bestimmten Legierungselementen jeweils in Gew.-% und die Anteile an bestimmten Gefügebestandteilen in Flächen-% angegeben.

[0005] Aus der CA 2 734 976 A1 (WO 2010/029983 A1) ist ein Stahl mit guter Zähigkeit und Verformbarkeit bekannt, der eine Zugfestigkeit von mindestens 980 MPa aufweisen soll. Der Stahl enthält dazu neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,17 - 0,73 % C, bis zu 3,0 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,07 % S, bis zu 3,0 % Al und bis zu 0,010 % N. Dabei soll die Summe der Al- und Si-Gehalte mindestens 0,7 % betragen. Gleichzeitig soll, jeweils in Bezug auf die Gesamtheit aller Mikrostrukturbestandteile, der Martensitanteil im Gefüge des Stahls 10 - 90 %, der Anteil an Restaustenit im Bereich von 5 - 50 % und der Anteil an ferritischem Bainit, der aus "oberem Bainit" stammt, mindestens 5 % betragen. Als "oberer Bainit" wird dabei ein Bainit bezeichnet, in dem feine Karbidkörner gleichmäßig verteilt vorhanden sind, wie sie bei "unterem Bainit" nicht zu finden sind. Höhere Gehalte an oberem Bainit von 17 % und mehr werden als vorteilhaft angesehen, um die angestrebten hohen Restaustenitgehalte im Gefüge zu erzeugen.

[0006] Aus der EP 2 524 970 A1 ist des Weiteren ein Stahlflachprodukt bekannt, das eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 1200 MPa besitzt und aus einem Stahl besteht, der neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %, Si: 0,1 - 2,5 %, Mn: 1,0 - 3,5 %, Al: bis zu 2,5 %, P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten: Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0,1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb: 0,02 - 0,05 % enthält. Dabei gilt für die Summe Σ(V,Ti, Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ(V,Ti,Nb) ≤ 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 %. Gleichzeitig weist das Stahlflachprodukt ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5 - 70 % unangelassenem Martensit, 5 - 30 % Restaustenit und 25 - 80 % angelassenem Martensit auf, wobei mindestens 99 % der im angelassenen Martensit enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm aufweisen. Aufgrund seines minimierten Anteils an überangelassenen Martensit weist ein solcherart beschaffenes Stahlflachprodukt eine optimierte Verformbarkeit auf.

[0007] Ebenso ist aus der EP 2 524 970 A1 ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts der voranstehend erläuterten Art bekannt. Bei diesem Verfahren wird zunächst ein Stahlflachprodukt mit der voranstehend genannten Zusammensetzung mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1, θ_H2 von mindestens 3 °C/s auf eine oberhalb der A₃-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts liegende und höchstens 960 °C betragende Austenitisierungstemperatur T_HZ erwärmt. Dort wird das Stahlflachprodukt über eine Austenitisierungsdauer t_HZ von 20 - 180 s gehalten, um anschließend auf eine Kühlstopptemperatur abgekühlt zu werden. Diese ist größer als die Martensitstopptemperatur und kleiner als die Martensitstarttemperatur, wobei die Abkühlung mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit erfolgt, die mindestens gleich einer in Abhängigkeit von den Legierungsgehalten des Stahls bestimmten Mindestabkühlgeschwindigkeit ist. Dann wird das Stahlflachprodukt für 10 - 60 s auf der Kühlstopptemperatur gehalten, um dann mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 2 - 80 °C/s auf eine 400 - 500 °C betragende Partitioningtemperatur erwärmt zu werden. Daran kann sich ein isothermes Halten des Stahlflachprodukts bei der Partitioningtemperatur über bis zu 500 s anschließen. Darauf folgend wird das Stahlflachprodukt mit einer 3 - 25 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt.

[0008] Bei dem voranstehend erläuterten bekannten Verfahren wird durch das Erwärmen und das optional zusätzlich durchgeführte Halten bei der Partitioningtemperatur der Restaustenit im Gefüge des Stahlflachprodukts mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit angereichert. Dieser Vorgang wird in der Fachsprache auch als "Partitionieren des Kohlenstoffs" oder "Partitioning" bezeichnet. Das Partitioning kann bereits während des Aufheizens als so genanntes "Ramped Partitioning", durch das nach dem Erwärmen durchgeführte Halten bei der Partitioningtemperatur (so genanntes "Isothermes" Partitioning) oder durch eine Kombination von Isothermem und Ramped Partitioning erfolgen. Die beim Ramped Partitioning im Vergleich zum Isothermen Partitioning angestrebte langsamere Erwärmungsgeschwindigkeit erlaubt eine besonders genaue Ansteuerung der jeweils vorgegebenen Partitioningtemperatur bei vermindertem Energieeinsatz. Die in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen und verarbeiteten Stähle zählen zu den so genannten "AHSS-Stählen" (Advanced High Strength Steel).

[0009] Moderne Varianten dieser Stähle und daraus hergestellte Stahlflachprodukte besitzen eine sehr hohe Festigkeit bei gleichzeitig hoher Dehnung und eignen sich daher besonders für die Herstellung sicherheitsrelevanter Komponenten von Automobilkarosserien, die im Fall eines Crashs Verformungsenergie absorbieren sollen. Allerdings zeigt sich in der Praxis, dass hohe Restaustenitgehalte im Gefüge solcher Stähle zwar deren uniaxiale Dehnung durch den bekannten TRIP-Effekt verbessern können, dass es mit ihnen jedoch nicht zuverlässig gelingt, eine in alle Richtungen gleichermaßen gute Verformbarkeit zu erzielen, wie sie beispielsweise durch ein gutes Lochaufweitungsverhalten gekennzeichnet ist.

[0010] Aus der JP3374659 B2 und der JP2013 227657 A sind Beispiele von Stahlflachprodukten bekannt, die eine ähnliche Element- und Gefügezusammensetzung, sowie eine Kombination aus hoher Festigkeit und Dehnbarkeit aufweisen.

[0011] Vor diesem Hintergrund ist die Aufgabe entstanden, ein Stahlflachprodukt zu schaffen, das nicht nur eine optimierte Kombination aus hoher Festigkeit und Dehnung besitzt, sondern bei verbesserten Gebrauchseigenschaften, wie einer guten Schweißeignung, Oberflächenbeschaffenheit und Eignung zur Beschichtung mit einem metallischen Schutzüberzug, auch ein Gefüge aufweist, das eine optimierte Verformbarkeit unabhängig von der Ausrichtung der Verformung gewährleistet.

[0012] Ebenso sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden.

[0013] In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale besitzt.

[0014] In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 9 genannten Arbeitsschritte absolviert werden.

[0015] Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.

[0016] Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt ist durch die in Anspruch 1 enthaltenen Merkmale definiert.

[0017] Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, dass durch die Wahl einer geeigneten Legierung ein Stahlflachprodukt erhalten werden kann, bei dem durch ein Gefüge, das allenfalls minimale Restaustenitgehalte umfasst und durch einen hohen Anteil an angelassenem Martensit und durch feinstverteilten nichtangelassenem Martensit gekennzeichnet ist, eine hohe Festigkeit mit einer sehr guten Umformbarkeit gepaart ist.

[0018] Typische Zugfestigkeiten Rm von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten liegen bei 950 - 1300 MPa bei einer Dehngrenze, die mindestens 800 MPa beträgt und bis an die jeweilige Zugfestigkeit reichen kann. Die Dehnung A₅₀ von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten liegt typischerweise bei 8 - 20 %. Gleichzeitig erreicht ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt im Lochaufweitungsversuch gemäß ISO 16630 regelmäßig Lochaufweitungsverhältnisse von mindestens 30 %.

[0019] Diese Eigenschaftskombinationen gelingen gemäß der Erfindung durch die exakt bemessene Zugabe von kostengünstigen Legierungsbestandteilen. Diese sind so aufeinander abgestimmt, dass die angestrebten mechanischen Eigenschaften sicher erreicht werden und das erhaltene Stahlflachprodukt gleichzeitig eine gute Schweiß- und Beschichtbarkeit zeigt.

[0020] Wesentliche Bedeutung hat hier die Einstellung eines geeigneten Verhältnisses zwischen den Elementen, die die Austenitbildung und Härtbarkeit des Stahls beeinflussen, und den Elementen, die die Karbidbildung unterdrücken. Dieses Verhältnis wird bei einer erfindungsgemäßen Legierung anhand des Faktors ψ eingestellt, in den der jeweilige C-, Mn-, Cr-, Al- und Si-Gehalt des Stahls einfließt. Der Faktor ψ soll dabei nicht kleiner als 1,5 sein. Zu hohe Gehalte an Silizium oder Aluminium würden sich negativ auf die Beschichtbarkeit (Silizium) oder auf die Vergießbarkeit (Aluminium) des Stahls auswirken. Bei unzureichenden Gehalten an Kohlenstoff, Mangan oder Chrom würde die geforderte Festigkeit nicht erreicht. Erfindungsgemäß sind die Werte für den Faktor ψ mindestens 1,6. Werte für den Faktor ψ von mindestens 1,6 haben sich als vorteilhaft für das Einstellen eines stabilen Produktionsprozesses erwiesen, wobei sich Werte für den Faktor ψ von mindestens 1,8 als besonders vorteilhaft für die Produktionsstabilität erwiesen haben. Zu viel Kohlenstoff und Mangan können zu einem erhöhten Restaustenitgehalt führen, was wiederum in einer geringeren Umformbarkeit resultieren würde. Dies wird dadurch vermieden, dass als Obergrenze für den Bereich, in dem der ψ-Faktor eines erfindungsgemäßen Stahls liegt, der Wert auf 3,0 gesetzt ist.

[0021] Kohlenstoff hat im erfindungsgemäßen Stahl mehrere wichtige Funktionen. Zum einen spielt der C-Gehalt eine große Rolle bei der Bildung des Austenits und Einstellung der A₃-Temperatur. Ein ausreichender C-Gehalt ermöglicht eine volle Austenitisierung schon bei Temperaturen von weniger als 930 °C. Beim anschließenden Abschrecken wird der Restaustenit durch Kohlenstoff stabilisiert. Diese Stabilisierung kann durch einen zusätzlichen Wärmebehandlungsschritt unterstützt werden, wie ihn die Erfindung beim erfindungsgemäßen Verfahren vorsieht. Auch die Festigkeit des Martensits wird stark vom C-Gehalt des Stahls beeinflusst. Auf der anderen Seite wird die Martensitstarttemperatur mit steigendem C-Gehalt zu immer tieferen Temperaturen verschoben, was zu Herausforderungen bei der Produktion führt. Aus diesen Gründen sieht die Erfindung im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts einen C-Gehalt von 0,05 - 0,2 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,065 Gew.-% C, vor, wobei in der Praxis die positive Wirkung von C im erfindungsgemäßen Stahl dann besonders sicher genutzt werden kann, wenn der C-Gehalt 0,07 - 0,19 Gew.-% beträgt.

[0022] Zur jeweils konkreten Bemessung des jeweiligen C-Gehalts innerhalb der erfindungsgemäß vorgesehenen Grenzen kann auch das so genannte Kohlenstoffäquivalent "CE" herangezogen werden, dessen Wert entscheidend vom C-Gehalt beeinflusst wird. Zur Berechnung des Kohlenstoffäquivalents CE hat die American Welding Society folgende Formel vorgeschlagen:

mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls

%Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls

[0023] Erfindungsgemäß sollte das Kohlenstoffäquivalent CE höchstens 1,1 Gew.-% betragen, um eine gute Schweißbarkeit zu gewährleisten. Eine besonders gute Schweißeignung lässt sich dabei dadurch gewährleisten, dass der CE-Wert auf höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt wird. Allerdings sollte der CE-Wert nicht weniger als 0,254 Gew.-% und insbesondere nicht weniger als 0,29 Gew.-% betragen, um die Wirkung der erfindungsgemäß vorgesehenen, in die Berechnung des Kohlenstoffäquivalents CE einfließenden Legierungselemente zu erhalten.

[0024] Durch Anwesenheit von Silizium im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird die Entstehung von Zementit unterdrückt, durch den Kohlenstoff gebunden würde, der dann nicht mehr für die Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung stehen würde, und durch den die Dehnung verschlechtert würde. Dieselbe Wirkung kann auch durch Zulegieren von Al erreicht werden. Jedoch sollte ein Minimum von 0,2 Gew.-% Si im erfindungsgemäß vorgesehenen Stahl vorhanden sein. Si-Gehalte von mehr als 1,5 Gew.-% würden sich jedoch negativ auf die Oberflächenqualität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken. Daher beträgt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt der Si-Gehalt 0,2 - 1,5 Gew.-%, wobei sich für die Praxis Si-Gehalte von mindestens 0,25 Gew.-% oder höchstens 0,95 Gew.-% als besonders günstig und von höchstens 0,63 Gew.-% als ganz besonders günstig herausgestellt haben.

[0025] Aluminium wird bei der Stahlerzeugung zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zugegeben. Al kann zudem auch für die Unterdrückung von Zementit verwendet werden. Allerdings steigt bei Anwesenheit höherer Gehalte an Al auch die Austenitisierungstemperatur. Daher ist der Al-Gehalt eines für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt vorgesehenen Stahls auf 0,01 - 1,5 Gew.-% beschränkt. Sollen niedrige Austenitisierungstemperaturen gewährleistet werden, so kann es zweckmäßig sein, den Al-Gehalt auf maximal 0,44 Gew.-%, insbesondere auf 0,1 Gew.-%, zu beschränken. Zudem wirken sich höhere Al-Gehalte negativ auf die Vergießbarkeit bei der Stahlerzeugung aus. Al-Gehalte von höchstens 1,0 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,44 Gew.-%, haben sich als günstig zur Gewährleistung einer besonders guten Vergießbarkeit erwiesen. Darüber hinaus kann Aluminium durch Stickstoff zu Aluminiumnitrid abgebunden werden. Im Stahlflachprodukt vorliegende Aluminiumnitridausscheidungen können sich ungünstig auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts auswirken. So kann es im Hinblick auf eine Optimierung der Umformbarkeit zweckmäßig sein, den Al-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,44 Gew.-% zu beschränken.

[0026] Um jede negative Auswirkung von Si und Al im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auszuschließen, kann die Summe der Gehalte an Al und Si im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 1,7 Gew.-% beschränkt werden, wobei sich hier Obergrenzen von höchstens 1,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 1,0 Gew.-%, insbesondere im Hinblick auf eine Optimierung der Schweißeignung als besonders günstig herausgestellt haben. Im Hinblick auf eine Optimierung der Umformbarkeit haben sich Obergrenzen für die Summe der Gehalte an Al und Si von höchstens 1,0 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,4 Gew.-% ebenfalls als vorteilhaft erwiesen. Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt werden die Obergrenzen für Si und Al zusätzlich durch den Faktor ψ begrenzt.

[0027] Mangan ist wichtig für die Härtbarkeit des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und verhindert zudem die Entstehung von unerwünschtem Perlit während der Abkühlung. Die Anwesenheit von Mn ermöglicht so die Bildung eines für die Entstehung des erfindungsgemäß vorgeschriebenen Gefüges geeigneten Ausgangsgefüges (Martensit und Restaustenit). Eine zu hohe Mn-Konzentration würde sich allerdings negativ auf die Dehnung und die Schweißbarkeit des Stahls auswirken. Daher ist für den Mn-Gehalt erfindungsgemäß ein Bereich von 1,0 - 3,0 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,5 Gew.-% oder höchstens 2,4 Gew.-% vorgesehen.

[0028] Phosphor wirkt sich ungünstig auf die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus. Der P-Gehalt soll so gering wie möglich sein, jedenfalls 0,02 Gew.-% nicht überschreiten, insbesondere weniger als 0,02 Gew.-% oder weniger als 0,018 Gew.-% betragen.

[0029] Die Anwesenheit wirksamer Gehalte Schwefel würde im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Bildung von Sulfiden, insbesondere MnS bzw. (Mn,Fe)S führen, welche sich negativ auf die Dehnung auswirken würde. Um dies zu vermeiden, sollte der S-Gehalt des Stahls so gering wie möglich gehalten werden, jedenfalls aber nicht höher als 0,005 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,005 Gew.-% oder weniger als 0,003 Gew.-% betragen.

[0030] Um die Bildung von Nitriden, die schädlich für die Umformbarkeit sein könnten, zu vermeiden, ist der N-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,008 Gew.-% beschränkt. Vorteilhafterweise sollte der N-Gehalt zur Vermeidung jedes negativen Einflusses unterhalb von 0,008 Gew.-% liegen, insbesondere weniger als 0,006 Gew.-% betragen.

[0031] Chrom in Gehalten von bis zu 1,0 Gew.-% kann im erfindungsgemäß vorgesehenen Stahl optional als effektiver Inhibitor des Perlits genutzt werden und trägt zudem zur Festigkeit bei. Bei Gehalten von mehr als 1,0 Gew.-% Cr besteht die Gefahr von ausgeprägter Korngrenzenoxidation. Um die positive Wirkung von Cr nutzen zu können, sind mindestens 0,05 Gew.-% erforderlich. Besonders günstig wirkt sich die Anwesenheit von Cr im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus, wenn mindestens 0,15 Gew.-% Cr vorhanden sind, wobei eine optimale Wirkung bei Gehalten von bis zu 0,8 Gew.-% erreicht wird.

[0032] Optional kann der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zusätzlich auch Molybdän in Gehalten von 0,05 - 0,2 Gew.-% enthalten. Mo in diesen Gehalten unterdrückt ebenfalls die Bildung von unerwünschtem Perlit besonders wirksam.

[0033] Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann des Weiteren optional Gehalte an einem oder mehreren Mikrolegierungselementen enthalten, um die Festigkeit durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide zu unterstützen. Als besonders geeignet herausgestellt haben sich hierfür Gehalte an Ti und Nb.

[0034] Ti-Gehalte von mindestens 0,005 Gew.-% und Nb-Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-% führen jeweils alleine oder in Kombination miteinander zum Einfrieren der Korn- und Phasengrenzen während der Wärmebehandlung, die ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt bei seiner erfindungsgemäßen Herstellung durchläuft. Ti kann darüber hinaus zum Abbinden des im Stahl vorhandenen Stickstoffs genutzt werden, um eine Wirkung anderer Legierungselemente, insbesondere Bor, zu ermöglichen. Dabei haben sich Ti-Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-% als besonders vorteilhaft erwiesen. Eine zu hohe Konzentration an Mikrolegierungselementen würde jedoch zu überdimensionierten Karbiden führen, durch die bei hohen Umformgraden Risse initiiert werden könnten. Daher ist der Ti-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf maximal 0,2 Gew.-% und sein Nb-Gehalt auf maximal 0,05 Gew.-% beschränkt, wobei es sich zur Vermeidung von negativen Einflüssen der Anwesenheit von Mikrolegierungselementen als vorteilhaft herausgestellt hat, wenn die Summe der Gehalte an Nb und Ti 0,2 Gew.-% nicht übersteigt.

[0035] Das ebenfalls optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhandene Bor segregiert auf die Phasengrenzen und bremst deren Bewegung. Dies führt zu einem feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt. Damit die Wirkung von B genutzt werden kann, kann dem Stahl, wie voranstehend erwähnt, Ti zulegiert werden. Um die positive Wirkung von B nutzen zu können, muss der erfindungsgemäß vorgesehene Stahl mindestens 0,0001 Gew.-% B enthalten. Bei Gehalten von mehr als 0,005 Gew.-% kann keine Steigerung der positiven Wirkung von B mehr festgestellt werden.

[0036] Um es gegen korrosive Angriffe zu schützen, kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt mit einem metallischen Schutzüberzug versehen sein. Dieser kann insbesondere durch Schmelztauchbeschichten aufgebracht sein. Dabei eignen sich für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt Beschichtungen auf Zn-Basis.

[0037] Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes umfasst die im Anspruch 5 definierten Arbeitsschritte.

[0038] Das Prinzip der erfindungsgemäßen Verfahrensweise ist in dem als Fig. 1 beigefügten Diagramm verdeutlicht.

[0039] Im Arbeitsschritt a) wird ein Stahlflachprodukt bereitgestellt, das aus einem Stahl mit der voranstehend erläuterten Zusammensetzung besteht. Bei dem bereitgestellten Stahlflachprodukt kann es sich insbesondere um ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt handeln. Jedoch ist es auch denkbar, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt in erfindungsgemäßer Weise zu verarbeiten.

[0040] Für das Aufheizen des Stahlflachprodukts auf die Austenitisierungstemperatur T_HZ (Arbeitsschritt b)) sind prinzipiell zwei unterbrechungsfrei aufeinander folgende Schritte möglich, wobei das Stahlflachprodukt im ersten Schritt mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_H1 von 5 - 25 K/s bis zu einer Wendepunkttemperatur T_W erwärmt wird, die 200 - 400 °C beträgt. Dabei haben sich Werte für Θ_H1 von mindestens 5 K/s als günstig für die Produktivität des Verfahrens erwiesen, während sich eine Aufheizrate Θ_H1 von mehr als 25 K/s als sehr energie- und kostenintensiv erwiesen hat. Anschließend wird die Erwärmung im zweiten Schritt mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_H2 von 2 - 10 K/s fortgesetzt, bis die Austenitisierungstemperatur T_HZ erreicht ist. Im zweiten Erwärmungsschritt können die im Stahlflachprodukt vorhandenen Legierungselemente während des Aufheizvorgangs im Stahlflachprodukt diffundieren. Mit zunehmender Aufheizgeschwindigkeit nimmt die für den Diffusionsprozess und damit die für die Homogenisierung der Legierungselementverteilung des Stahlflachprodukts zur Verfügung stehende Zeit ab. Ungleichmäßig verteilte Legierungselemente können zu lokal unterschiedlichen Gefügeumwandlungen führen. Zur Einstellung eines gleichmäßigen Gefüges hat es sich als vorteilhaft erwiesen, die Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_H2 auf maximal 10 K/s zu begrenzen. Dabei haben sich Werte für die Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_H2 von weniger als 2 K/s als ungünstig für die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens erwiesen. Da sich die für die Erwärmungsgeschwindigkeiten Θ_H1, Θ_H2 genannten Bereiche überlappen, kann die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur auch in einem Zuge mit einer 5 - 10 K/s betragenden konstanten Erwärmungsgeschwindigkeit erfolgen. Die Erwärmungsgeschwindigkeiten θ_H1 und θ_H2 im Arbeitsschritt b) sind dann gleich.

[0041] Die Austenitisierungstemperatur T_HZ muss oberhalb der A₃-Temperatur liegen. Die A₃-Temperatur ist analysenabhängig und lässt sich mit der folgenden empirischen Gleichung abschätzen (Legierungsgehalte eingesetzt in Gew.-%):

mit %C: C-Gehalt des Stahls,

%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,

%Si: Si-Gehalt des Stahls,

%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,

%Mn: Mn-Gehalt des Stahls.

[0042] Die Legierung des erfindungsgemäß ausgewählten Stahls erlaubt es, die Austenitisierungstemperatur T_HZ auf maximal 950 °C zu beschränken und so die für die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens anfallenden Betriebskosten begrenzt zu halten.

[0043] Um dabei zu verhindern, dass sich große Austenitkörner bilden, was sich nachteilig auf die Umformbarkeit auswirken würde, ist die Austenitisierungsdauer t_HZ, über die das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt c) bei der Austenitisierungstemperatur T_HZ gehalten wird, auf 5 - 15 Sekunden beschränkt, wobei die Austenitisierungsdauer t_HZ weniger als 15 s betragen kann, um jedes unerwünschte Kornwachstum zu vermeiden.

[0044] Im Arbeitsschritt d) folgt eine von der Austenitisierungsdauer t_HZ ausgehende kontrollierte und langsame Abkühlung des Stahlflachprodukts. Diese Abkühlung kann sich über 50 - 300 Sekunden erstrecken und muss bei einer Zwischentemperatur T_K enden, die nicht tiefer als 680 °C ist, um die unerwünschte Entstehung von Ferrit zu vermeiden. Nach oben ist die Zwischentemperatur T_K vorzugsweise auf Temperaturen, welche höchstens A₃ betragen, und typischerweise auf 775 °C beschränkt, da bei höheren Zwischentemperaturen T_K die für die anschließende Abkühlung benötigte Kühlleistung unverhältnismäßig hoch und damit einhergehend die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens in Frage gestellt ist.

[0045] Nach der langsamen Abkühlung im Arbeitsschritt d) wird das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e) mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit θ_Q auf eine analysenabhängige Kühlstopptemperatur T_Q abgeschreckt. Die hohe Abkühlrate θ_Q kann beispielsweise mit einer modernen Gasjetkühlung erreicht werden.

[0046] Die minimale Abkühlrate θ_Q, welche notwendig ist, um die ferritische und bainitische Umwandlung zu vermeiden, beträgt mehr als 30 K/s. Die Abkühlrate θ_Q ist dabei typischerweise anlagenbedingt nach oben hin begrenzt und beträgt typischerweise nicht mehr als 200 K/s. Der Bereich, in dem die Kühlstopptemperatur T_Q liegt, ist dabei nach oben durch die Martensitstarttemperatur T_MS, und nach unten um eine um 175 °C unterhalb der Martensitstarttemperatur T_MS liegende Temperatur begrenzt ((T_MS-175°C) < T_Q < T_MS).

[0047] Die Martensitstarttemperatur kann mittels der folgenden Gleichung abgeschätzt werden (Legierungsgehalte eingesetzt in Gew.-%):

mit %C: C-Gehalt des Stahls,

%Mn: Mn-Gehalt des Stahls,

%Si: Si-Gehalt des Stahls,

%Al: Al-Gehalt des Stahls.

[0048] Im Arbeitsschritt f) wird das Stahlflachprodukt über eine Haltedauer t_Q von 10 - 60 Sekunden auf der Kühlstopptemperatur T_Q gehalten, um das Gefüge einzustellen. Im Zuge dieses Schritts wird ein martensitisches Gefüge mit bis zu 30 % Restaustenit erhalten. Wie viel Martensit in diesem Schritt erzeugt wird, ist im Wesentlichen davon abhängig, um wie viel die Kühlstopptemperatur unterhalb der Martensitstarttemperatur T_MS liegt. Die Haltedauer t_Q beträgt mindestens 10 Sekunden, um eine Homogenisierung der Temperatur im Stahlflachprodukt und damit ein gleichmäßiges Gefüge zu gewährleisten. Bei längeren Haltedauern von mehr als 60 Sekunden ist die Homogenisierung der Temperatur abgeschlossen. Die Haltedauer t_Q beträgt höchstens 60 Sekunden, um die Produktivität des Verfahrens zu erhöhen.

[0049] Im Unterschied zum eingangs dargelegten Stand der Technik strebt die Erfindung nicht die Stabilisierung von Restaustenit bis auf Raumtemperatur an. Vielmehr hat die im Arbeitsschritt g) vollzogene Wärmebehandlung des Stahlflachprodukts eine kontrollierte Umverteilung des Kohlenstoffs zum Ziel, dass das Gefüge des nach Abschluss des Verfahrens erhaltenen Stahlflachprodukts im Wesentlichen aus zwei verschiedenen Arten von Martensit besteht, nämlich einem angelassenen Martensit und einem nicht angelassenen Martensit.

[0050] Erfindungsgemäß umfasst der Arbeitsschritt g) zwei Verfahrensvarianten g.1) und g.2), von denen die erste Variante g.1) zu einem unbeschichteten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt und die zweite Variante g.2) zu einem mit einer Zn-Beschichtung versehenen erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt führt.

[0051] Die Temperaturführung in beiden Varianten g.1), g.2) des Arbeitsschritts g) ist jeweils so gewählt, dass der im Gefüge bis dahin vorhandene Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit angereichert ist. Die Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit wird durch die erfindungsgemäße Begrenzung der Gesamtbehandlungsdauer t_BT gezielt unterdrückt. Diese beträgt 10 - 1000 Sekunden, um eine ausreichende Umverteilung des Kohlenstoffs zu ermöglichen.

[0052] Für die erste Verfahrensvariante g.1) umfasst das Behandeln des Stahlflachprodukts im Arbeitsschritt g) ein sich über die Gesamtbehandlungsdauer t_BT erstreckendes Halten des Stahlflachprodukts bei einer Behandlungstemperatur T_B, die mindestens gleich der Kühlstopptemperatur T_Q und nicht höher als 550 °C ist, wobei sich eine Kühlstopptemperatur T_Q von maximal 500 °C als besonders günstig erwiesen hat.

[0053] Dabei kann bei der Variante g.1) die Behandlungstemperatur T_B auch höher liegen als die Kühlstopptemperatur T_Q. In diesem Fall wird das Stahlflachprodukt ausgehend von der Kühlstopptemperatur T_Q auf die jeweilige Behandlungstemperatur T_B erwärmt, wobei die Erwärmung mit einer weniger als 80 K/s betragenden Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_B1 erfolgen sollte.

[0054] Gemäß der zweiten Alternative des Arbeitsschritts g) wird dagegen das Stahlflachprodukt mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_B1 von weniger als 80 K/s auf eine Behandlungstemperatur T_B von 400 - 500 °C gebracht, um den Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit anzureichern. Die Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit wird durch die erfindungsgemäße Begrenzung der Gesamtbehandlungsdauer t_BT gezielt unterdrückt, die sich bei dieser Variante g.2) des Arbeitsschritts g) aus der für die Erwärmung benötigten Erwärmungszeit t_BR und der Haltedauer t_BI zusammensetzt, über die das Stahlflachprodukt isothermisch bei der Temperatur T_B gehalten wird. Bei ausreichend langsamer Erwärmungsgeschwindigkeit Θ_B1 kann das isotherme Halten auch entfallen, die Haltedauer t_BI also gleich "0" sein.

[0055] Bei der zweiten Variante g.2) des Arbeitsschritts g) durchläuft das Stahlflachprodukt im Anschluss an die Erwärmung und das optionale Halten bei der Behandlungstemperatur T_B eine Schmelztauchbeschichtung, bei der es mit einer Zn-Beschichtung beschichtet wird. Dazu kann die Behandlungstemperatur T_B so gewählt werden, dass sie der Eintrittstemperatur entspricht, mit der das Stahlflachprodukt in das jeweilige Schmelzenbad einlaufen Behandlungstemperaturen T_B im Bereich von 450 - 500 °C. Dabei enthält das Schmelzenbad typischerweise neben Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen in Summe bis zu 3,0 Gew.-% eines oder mehrerer Elemente der Gruppe bestehend aus Al, Mg, Si, Pb, Ti, Ni, Cu, B und Mn.

[0056] Unabhängig davon, welche Variante gewählt worden ist, wird das Stahlflachprodukt nach Abschluss des Arbeitsschritts g) zur erneuten Erzeugung von Martensit mit einer Abkühlgeschwindigkeit θ_B2 von mehr als 5 K/s kontrolliert abgekühlt, wobei die Abkühlgeschwindigkeiten typischerweise höchstens 50 K/s betragen. θ_B2 beträgt mehr als 5 K/s, um die Bildung von Perlit und Ferrit zu vermeiden.

[0057] Das erfindungsgemäße Verfahren kann im kontinuierlichen Durchlauf in hierzu üblicherweise vorgesehenen konventionellen Glühanlagen oder Bandbeschichtungsanlagen durchgeführt werden.

[0058] Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt hat ein Gefüge, das

• zu mindestens 90 Flächen-% aus Martensit, von dem : mindestens 50 Flächen-% angelassener Martensit aus dem ersten Abkühlschritt (Arbeitsschritt f)) ist,
• zu höchstens 5 Flächen-% aus Bainit,
• zu höchstens 2 Volumen-% aus Restaustenit und
• zu höchstens 5 Flächen-% aus polygonalem Ferrit besteht.

[0059] Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist mit einer mittleren Korngröße von weniger als 2 µm sehr fein und kann mittels üblicher lichtoptischer Mikroskopie kaum beurteilt werden. Daher wird eine Beurteilung mittels Rasterelektronenmikroskopie (REM) und einer Mindestvergrößerung von 5000fach empfohlen.

[0060] Der maximal zulässige Restaustenitanteil kann auch bei hoher Vergrößerung nur schwer lichtmikroskopisch oder rasterelektronenmikroskopisch bestimmt werden. Daher wird eine quantitative Bestimmung des Restaustenits mittels Röntgen-Beugung (XRD) empfohlen (nach ASTM E975), wonach der Restaustenitanteil in Vol.-% angegeben wird.

[0061] Als Maß für die Qualität der mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann auch die Verzerrung des Kristallgitters herangezogen werden. Diese Gitterverzerrung ist für den initialen Widerstand zur plastischen Verformung sehr bedeutend. Eine geeignete Methode für die Messung und Quantifizierung der Gitterverzerrung ist die Elektron Backscatter Diffraktion (EBSD). Mit der EBSD-Methode wird eine Probe im REM punktförmig abgerastert, wobei an jedem Messpunkt ein Beugungsmuster aufgenommen wird, aus dem sich die kristallographische Orientierung bestimmen lässt. Details zur Messung und zu den verschiedenen Auswerteverfahren sind in den Handbücher zu lesen. Ein nützliches EBSD-Auswerteverfahren ist die sog. Kernel Average Missorientation (KAM - weitere Beschreibung im Handbuch "OIM Analysis v5.31" von der EDAX Inc., 91 McKee Drive, Mahwah, NJ 07430, USA), wobei die Orientierung eines Messpunkts mit den Nachbarpunkten verglichen wird. Unterhalb eines Schwellwerts, typischerweise 5°, gehören benachbarte Punkte zum gleichen (verformten) Korn. Oberhalb des Schwellwerts gehören die benachbarten Punkte zu unterschiedlichen (Sub-)Körnern. Weil das Gefüge so fein ist, wird eine maximale Schrittweite bei der EBSD von 100 nm empfohlen. Für die Beurteilung des Gefüges der erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte wird die KAM von den dritten Nachbarpunkten ausgewertet. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt muss einen KAM-Mittelwert aus einem Messbereich von mindestens 75 µm x 75 µm von mehr als 1,20°, vorzugsweise mehr als 1,25°, aufweisen.

[0062] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

[0063] Zur Erprobung der Erfindung sind Proben von in konventioneller Weise erzeugten Stahlblechen bereitgestellt worden, die aus Stählen A - I mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen bestanden.

[0064] In Tabelle 1 sind zusätzlich für jeden der Stähle A - I der Faktor ψ und das Kohlenstoffäquivalent CE angegeben, die nach den oben bereits erläuterten Formeln

und

mit %C der jeweilige C-, mit %Si der jeweilige Si-, mit %Mn der jeweilige Mn-, mit %Cr der jeweilige Cr-, mit %Mo der jeweilige Mo- und mit %Al der jeweilige Al-Gehalt der Stähle A - I berechnet worden sind.

[0065] Die Stähle E, F und G erfüllten demnach nicht die durch den Faktor ψ erfindungsgemäß bestimmten Anforderungen an die Abstimmung der für die Austenitbildung und Härtbarkeit wesentlichen Legierungselemente.

[0066] Die aus den Stählen A - I gefertigten Proben 1 - 7,11, 12, 16 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 60 haben den in Figur 1 dargestellten Verfahrensablauf absolviert. Dabei sind sie zunächst mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1 auf eine Wendepunkttemperatur T_W und dann mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H2 auf eine Austenitisierungstemperatur T_HZ erwärmt worden, die jeweils oberhalb der A₃-Temperatur des jeweiligen Stahls, jedoch niedriger als 950 °C lag. Die so erwärmten Proben sind anschließend über eine Austenitisierungsdauer t_HZ bei der Austenitisierungstemperatur T_HZ gehalten und dann über eine Abkühldauer t_K auf eine Zwischentemperatur T_K abgekühlt worden. Bei Erreichen der Zwischentemperatur T_K hat eine beschleunigte Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit θ_Q eingesetzt, bei der die Proben 1 - 7, 11, 12, 16 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 60 auf eine Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt worden sind, die für die Proben 1 - 7, 11, 12, 16, 17, 19 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 60 jeweils um bis zu 175 °C niedriger und für Probe 18 höher war als die Martensitstarttemperatur T_MS des jeweiligen Stahls A - I der Proben 1 - 7, 11, 12, 16 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 60. Bei der Kühlstopptemperatur T_Q sind die Proben 1 - 7, 11, 12, 16 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 60 für eine Haltedauer t_Q von 10 - 60 s gehalten worden. Die Proben 1 - 7, 11, 12, 16, 17, 19 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 48 wurden anschließend mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_B1 über eine Erwärmungszeit t_BR auf eine Behandlungstemperatur T_B erwärmt, auf der sie bei einigen Versuchen über eine zusätzliche Haltedauer t_BI gehalten worden sind. Probe 18 wurde analog dazu auf die Behandlungstemperatur T_B abgekühlt. Anschließend erfolgte die Abkühlung auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit θ_B2. Die Proben 49 - 60 wurden nach der Abkühlung auf die Kühlstopptemperatur T_Q und Halten auf T_Q für die Haltedauer t_Q ohne Erwärmung isotherm über eine Haltedauer t_BI auf der Behandlungstemperatur T_B gehalten. Anschließend erfolgte auch für die Proben 49 - 60 die Abkühlung auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit θ_B2.

[0067] Die voranstehend genannten, bei den Versuchen angewendeten Parameter sind in Tabelle 2 angegeben. Von den aus den erfindungsgemäßen Stählen A - D, H und I bestehenden Proben 1 - 7, 11, 12, 16 - 23, 28 - 31, 44 - 55 sind demnach die Proben 3 (θ_Q < 30 K/s), 11 (T_HZ < A₃), 18 (TQ > 500 °C), 19 (θ_Q < 30 K/s), 28 (T_HZ < A₃), 29 (t_HZ > 15s) und 48 (θ_B2 < 5 K/s) nicht erfindungsgemäß behandelt worden.

[0068] Im Zuge der letzten Abkühlung hätten die Proben 1 - 7, 11, 12, 16 - 23, 28 - 31, 33 - 35, 39, 40, 43 - 60 in den Fällen, bei denen die Behandlungstemperatur T_B auf einem für den Eintritt in ein Zn-Schmelzenbad ausreichenden Niveau von ca. 450 °C lagen, ein Schmelzenbad durchlaufen können. Im Rahmen der Versuche ist hierauf jedoch verzichtet worden, ohne dass dies die Untersuchungsergebnisse beeinflusst hat.

[0069] An den nach der Wärmebehandlung erhaltenen Proben sind die mechanischen Eigenschaften Dehngrenze R_p0,2, Zugfestigkeit R_m, das Verhältnis R_p0,2/R_m, die Bruchdehnung A₅₀ (nach DIN EN ISO 6892, Probenform 1), das Produkt R_m^∗A₅₀, und die Lochaufweitungsverhältnisse λ1, λ2 (nach ISO 16630) bestimmt worden. Ebenso sind die Gefügeanteile von Ferrit "F", angelassenem Martensit "AM", Restaustenit "RA", nicht angelassenem Martensit "M" und Bainit "B" sowie der gemäß der Kernel Average Missorientation ermittelte Wert "KAM" ermittelt worden. Die betreffenden Eigenschaftswerte sind in Tabelle 3 für jede der Proben angegeben.

[0070] Die erreichten mechanischen Eigenschaften im geglühten Material mit einer Quantifizierung des Gefüges sind in Tabelle 3 zu finden. Bei den Proben, die sowohl die Vorgaben der Erfindung in Bezug auf die Legierung des jeweiligen Stahls, als auch die erfindungsgemäßen Bedingungen der Wärmebehandlung erfüllen, werden regelmäßig Dehngrenzen R_p0,2 von mehr als 800 MPa, Zugfestigkeiten R_m von mehr als 950 MPa, Bruchdehnungswerte A50 von mehr als 8 % bei Lochaufweitungsverhältnissen λ1, λ2 von regelmäßig mehr als 30 % erreicht.

[0071] Die Vergleichsbeispiele B11 und D28 verdeutlichen dagegen die Auswirkung einer nicht ausreichenden Austenitisierungstemperatur T_HZ. Bei diesen Beispielen ist das Gefüge nicht vollständig austenitisiert worden, so dass sich zu viel Ferrit im Gefüge bildet. Dies führt zu extrem lokalisierter Schädigung und frühzeitigem Versagen während der Umformung.

[0072] Das Vergleichsbeispiel D29 zeigt, wie auch eine zu lange Austenitisierung bei hohen Temperaturen die Umformbarkeit negativ beeinflussen kann.

[0073] Die Vergleichsbeispiele A3 und C19 zeigen, dass bei zu geringen Abkühlungsgeschwindigkeiten θ_Q die gewünschte Dehngrenze nicht erreicht wird, was darauf zurückzuführen ist, dass die Ferritbildung nicht ausreichend verhindert werden konnte.

[0074] Das Vergleichsbeispiel C18, welches mit einer zu hohen Kühlstopptemperatur T_Q erzeugt wurde, zeigt eine Unterschreitung der gewünschten Dehngrenze sowie geringe Lochaufweitungsverhältnisse. Diese sind auf einen erhöhten Ferrit- und Bainitanteil im Gefüge zurückzuführen.

[0075] Die Vergleichsbeispiele E33 - E35 und E56 - E58 zeigen eine Unterschreitung der gewünschten Dehngrenze und Festigkeit, was auf die nicht erfindungsgemäße Zusammensetzung und einen zu hohen Ferritanteil im erhaltenen Gefüge zurückzuführen ist. Der hohe Ferritanteil ist auf eine unzureichende Verhinderung der Karbidbildung bedingt durch einen zu geringen SiliziumGehalt sowie einen im Verhältnis zu Kohlenstoff, Mangan und Chrom zu geringen Gehalt von Aluminium und Silizium und damit einen zu hohen ψ-Faktor zurückzuführen.

[0076] Die Vergleichsbeispiele F39, F40, F59 und F60 zeigen schließlich die Auswirkungen eines zu niedrigen ψ-Faktors, der auch zu Abweichungen vom gewünschten Gefüge führt. Die Mindestfestigkeit wurde zum Teil erreicht, aber die Dehngrenze und die Lochaufweitung sind hier nicht im Zielgebiet.

[0077] Mit dem Vergleichsbeispiel G43 wird klar, dass ein zu hoher ψ-Faktor zu zu hohen Restaustenitanteilen und einer verminderten Umformbarkeit führt, die sich in schlechten Lochaufweitungswerten λ1, λ2 äußert.

[0078] Das Vergleichsbeispiel I48 verdeutlicht, dass eine zu geringe Abkühlungsgeschwindigkeit θ_B2 zu einer vermehrten Ferritbildung und damit zu niedrigen Dehngrenzen führt.

Tabelle 1

	C	Si	Mn	Al	P	S	N	Cr	Mo	Ti	Nb	B	CE	ψ	Erfindungsgemäß ?
A	0,066	0,29	2,54	0,037	0,009	0,003	0,005	0,666	0,000	0,071	0,001	0,0013	0,74	2,09	JA
B	0,085	0,30	2,75	0,030	0,000	0,003	0,005	0,750	0,100	0,070	0,000	0,0000	0,84	2,3	JA
C	0,159	0,29	1,82	0,041	0,015	0,003	0,004	0,422	0,101	0,047	0,001	0,0010	0,67	1,79	JA
D	0,180	0,30	1,95	0,030	0,010	0,003	0,003	0,300	0,000	0,050	0,000	0,0000	0,68	1,88	JA
E	0,075	0,10	1,52	0,035	0,010	0,001	0,004	0,530	0,050	0,025	0,000	0,0030	0,50	3,46	NEIN
F	0,164	0,72	1,90	0,041	0,012	0,001	0,005	0,370	0,010	0,114	0,001	0,0000	0,75	0,8	NEIN
G	0,190	0,23	2,97	0,030	0,008	0,004	0,006	0,801	0,050	0,060	0,001	0,0009	0,97	3,53	NEIN
H	0,186	0,40	2,20	0,029	0,009	0,001	0,005	0,350	0,080	0,000	0,000	0,0000	0,78	1,6	JA
I	0,190	0,25	2,85	0,210	0,008	0,003	0,005	0,000	0,110	0,000	0,000	0,0000	0,83	1,65	JA

Angaben in Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen Unterstrichen und fettgedruckte Werte bezeichnen Werte außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben Ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6)/(%Si + %Al) %C = C-Gehalt, %Mn = Mn-Gehalt, %Cr = Cr-Gehalt, %Si = Si-Gehalt, %Al = Al-Gehalt

Tabelle 2

Stahl	Lfd. Nr.	ΘH1	TW	ΘH2	A3	THZ	tHZ	TK	tK	ΘQ	TQ	TMS	tQ	ΘB1	tBR	tBI	TB	ΘB2
		[K/s]	[°C]	[K/s]	[°C]	[°C]	[s]	[°C]	[s]	[K/s]	[°C]	[°C]	[s]	[K/s]	[s]	[s]	[°C]	[K/s]
A	1	10	300	5	817	860	10	760	105	-31	310	433	50	3	46,7	0	450	-11
A	2	11	270	4	817	860	12	760	100	-47	310	433	50	3	46,7	0	450	-11
A	3	11	270	4	817	860	12	760	100	-16	370	433	40	2	40,0	0	450	-11
A	4	5	270	5	817	860	10	775	100	-42	350	433	50	3	33,3	0	450	-10
A	5	5	270	5	817	860	10	775	100	-39	370	433	50	1,75	45,7	0	450	-9
A	6	5	270	5	817	860	12	775	120	-36	370	433	50	1,75	45,7	15	450	-20
A	7	5	270	5	817	860	12	775	120	-36	370	433	50	1	55,0	20	425	-20
B	11	5	300	2	809	780	8	760	135	-21	350	418	15	3	33,3	15	450	-10
B	12	5	300	2	809	840	10	760	110	-35	290	418	12	2	80,0	15	450	-12
B	16	8	300	2	809	860	10	740	120	-32	300	418	12	25	7,6	15	490	-15
B	17	5	300	2	809	840	12	740	120	-45	325	418	10	4	31,3	15	450	-15
C	18	9	255	3	807	860	10	740	105	-32	510	415	10	-1	60,0	16	450	-20
C	19	9	255	3	807	860	12	740	105	-15	350	415	10	3	33,3	0	450	-20
C	20	20	295	3	807	860	10	740	105	-49	290	415	50	3	53,3	22	450	-20
C	21	5	270	5	807	860	14	760	95	-42	350	415	50	3	33,3	0	450	-20
C	22	14	310	5	807	860	14	715	125	-39	350	415	50	3	33,3	0	450	-10
C	23	10	270	3	807	860	12	700	125	-39	350	415	50	1,5	50,0	0	425	-10
D	28	5	270	5	796	775	10	750	120	-32	290	402	11	3	45,0	0	425	-10
D	29	5	270	5	796	840	25	750	120	-44	290	402	10	3	53,3	25	450	-10
D	30	5	270	5	796	840	10	750	135	-38	250	402	12	3,5	57,1	0	450	-10
D	31	5	270	5	796	840	12	700	70	-50	350	402	15	3,5	28,6	0	450	-10
E	33	5	270	5	828	860	10	700	120	-54	300	461	50	3	50,0	5	450	-12
E	34	11	270	3	828	860	12	685	140	-49	300	461	50	3	50,0	5	450	-12
E	35	11	270	3	828	860	12	700	165	-42	350	461	50	3	33,3	5	450	-20
F	39	5	270	4	820	860	12	700	120	-31	310	408	50	3	46,7	5	450	-16
F	40	5	270	5	820	860	10	685	125	-33	310	408	20	3	46,7	0	450	-16
G	43	5	340	4	771	850	10	720	100	-21	325	368	25	8	40,0	25	465	-11
H	44	21	375	7	796	835	12	695	135	-37	230	391	14	3,5	57,1	0	430	-15
I	45	11	350	3	776	860	9	720	75	-41	295	376	11	2,8	53,6	0	445	-12
I	46	11	270	4	776	840	12	800	75	-35	290	376	10	0,012	833,3	0	300	-15
I	47	13	325	3,5	776	860	12	745	65	-45	240	376	13	6	36,7	0	460	-12
I	48	10	340	4	776	860	10	730	70	-31	350	376	15	3	46,7	0	450	-2
A	49	10	270	4	817	840	12	740	120	-32	300	433	10	0	0	420	300	-20
A	50	11	300	5	817	840	12	740	120	-32	325	433	10	0	0	420	325	-20
A	51	5	270	5	817	860	12	740	120	-31	325	433	10	0	0	420	325	-20
C	52	10	270	3	807	840	10	760	100	-32	300	415	12	0	0	420	300	-10
C	53	15	290	5	807	840	10	780	80	-32	325	415	12	0	0	470	325	-10
C	54	5	270	5	807	860	12	750	140	-31	325	415	12	0	0	470	325	-16
C	55	20	300	3	807	860	12	775	135	-32	350	415	12	0	0	380	350	-16
E	56	5	270	5	828	840	14	700	135	-22	300	461	15	0	0	410	300	-10
E	57	5	270	5	828	840	14	700	135	-20	325	461	15	0	0	460	325	-10
E	58	5	270	5	828	860	8	735	135	-21	325	461	15	0	0	460	325	-10
F	59	10	300	3	820	840	10	720	140	-22	350	408	13	0	0	770	350	-9
F	60	8	270	4	820	840	12	720	80	-22	300	408	13	0	0	420	300	-9

Unterstrichen und fettgedruckte Werte bezeichnen Werte außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben

Tabelle 3

Stahl	Lfd. Nr.	RP02	Rm	RP02/Rm	A50	Rm∗A50	λ1	λ2	F	AM	RA	M	B	KAM	Erfindungsgemäß?
		[MPa]			[%]	[MPa*%]	[%]		[Flächen-%]		[Vol-%]	[Flächen-%]		[°]
A	1	1050	1063	0,99	9,3	9885,9	80	62	-	80	1	19	-	1,43	JA
A	2	1090	1093	1,00	8,0	8744	64	80	-	90	0	10	-	1,45	JA
A	3	661	952	0,69	11,2	10662	35	28	10	45	1	43	Sp.	1,19	NEIN
A	4	989	1072	0,92	9,9	10613	61	41	-	75	1	24	-	1,37	JA
A	5	890	1063	0,84	10,2	10843	60	62	-	70	0,5	29	Sp.	1,35	JA
A	6	873	1056	0,83	10,7	11299	47	40	-	70	1,5	28	Sp.	1,36	JA
A	7	866	1071	0,81	8,8	9425	44	32	-	70	0	29	Sp.	1,34	JA
B	11	565	1197	0,47	11,2	13406	26	32	10	50	3,5	30	6,5	1.03	NEIN
B	12	1030	1255	0,82	10,8	13554	54	49	-	75	0,5	24	Sp.	1,29	JA
B	16	980	1183	0,83	8,3	9819	38	41	-	60	1	38	Sp.	1,32	JA
B	17	1077	1292	0,83	10,5	13566	31	32	-	70	0,5	27	Sp.	1,3	JA
C	18	630	1056	0,60	12,7	13411	15	18	15	0	0	55	30	1,01	NEIN
C	19	695	992	0,70	13	12896	35	29	20	65	1	14	-	1,09	NEIN
C	20	1120	1123	1,00	8,3	9321	55	51	-	85	0	15	-	1,42	JA
C	21	1026	1119	0,92	8,4	9400	48	47	-	75	0,5	23	Sp.	1,4	JA
C	22	927	1074	0,86	9,9	10633	46	43	-	75	1	23	Sp.	1,34	JA
C	23	908	1074	0,85	9,5	10203	45	40	Sp.	65	0,5	33	Sp.	1,31	JA
D	28	701	1231	0,57	13,4	16495	24	17	20	30	2	40	8	1,03	NEIN
D	29	979	1290	0,76	9,1	11739	31	29	Sp.	50	4	45	Sp.	1,38	NEIN
D	30	1138	1366	0,83	8,9	12157	45	39	-	75	0,5	24	Sp.	1,47	JA
D	31	1091	1204	0,91	11,1	13364	31	34	Sp.	65	1	33	-	1,45	JA
E	33	416	616	0,68	10,5	6468	71	71	30	15	1	45	9	1,22	NEIN
E	34	277	538	0,51	19,8	10652	76	78	45	10	0,5	40	4,5	1,03	NEIN
E	35	283	540	0,52	23,4	12636	77	61	40	10	1	45	4	0,98	NEIN
F	39	428	931	0,46	17,4	16199	20	23	35	30	1	30	4	1,02	NEIN
F	40	442	977	0,45	17,4	17000	17	16	35	30	0,5	34	Sp.	1,05	NEIN
G	43	873	1253	0,70	14,3	17918	26	23	10	40	5	40	5	1,11	NEIN
H	44	812	1079	0,75	16,7	18019	56	62	Sp.	75	1,5	20	3	1,32	JA
I	45	823	1156	0,65	15,9	18380	35	42	-	65	1	30	4	1,42	JA
I	46	917	1109	0,83	16,2	17966	62	57	-	75	0,5	20	4,5	1,42	JA
I	47	890	1047	0,85	13,1	13716	73	68	-	85	1,5	12	Sp.	1,38	JA
I	48	690	978	0,71	18,3	17897	14	12	10	60	2,0	20	8	1,21	NEIN
A	49	861	1049	0,82	9	9441	82	75	-	60	0,5	39	Sp.	1,34	JA
A	50	816	1019	0,80	10,7	10903	62	53	-	50	1,5	48	Sp.	1,29	JA
A	51	875	1052	0,83	9,1	9573	72	76	-	60	1	38	Sp.	1,31	JA
C	52	893	1139	0,78	9,1	10365	35	35	Sp.	65	0	34	-	1,29	JA
C	53	862	1091	0,79	9	9819	47	36	Sp.	70	0,5	27	Sp.	1,27	JA
C	54	959	1153	0,83	8,1	9339	55	38	-	50	0	50	-	1,41	JA
C	55	1038	1144	0,91	8,4	9610	43	36	-	55	1	44	-	1,46	JA
E	56	429	661	0,65	13,6	8990	78	76	25	25	1,5	45	3,5	1,17	NEIN
E	57	398	628	0,63	15,9	9985	65	81	30	15	0	55	-	1,13	NEIN
E	58	521	695	0,75	8,5	5908	71	72	15	35	0	50	-	1,26	NEIN
F	59	491	841	0,58	19,7	16568	30	26	Sp.	64	6	28	Sp.	1,26	NEIN
F	60	405	961	0,42	16,6	15953	21	20	15	35	0	40	10	1,18	NEIN

"Sp." = Anteil < 2 Flächen-%; Unterstrichen und fettgedruckte Werte bezeichnen Werte außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben

Ansprüche

1. Stahlflachprodukt, das eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 950 MPa, eine Dehngrenze von mindestens 800 MPa und eine Bruchdehnung A₅₀ von mindestens 8 % besitzt, und die Zugfestigkeit, Dehngrenze und Bruchdehnung nach DIN EN ISO 6892, Probenform 1 ermittelt sind, wobei das Stahlflachprodukt aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, aus, in Gew.-%,

C:	0,05	-	0,20 %,
Si:	0,2	-	1,5 %,
Al:	0,01	-	1,5 %,
Mn:	1,0	-	3,0 %,

P: bis zu 0,02 %,

S: bis zu 0,005 %,

N: bis zu 0,008 %,

sowie optional einem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo, Ti, Nb, B" in folgenden Gehalten:

Cr:	0,05	-	1,0 %,
Mo:	0,05	-	0,2 %
Ti:	0,005	-	0,2 %,
Nb:	0,001	-	0,05 %,
B:	0,0001	-	0,005 %

besteht,
wobei für das Verhältnis

mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls

%Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

gilt

und wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus

- höchstens 5 Flächen-% Bainit,

- höchstens 5 Flächen-% polygonalen Ferrit,

- höchstens 2 Volumen-% Restaustenit,
und

- mindestens 90 Flächen-% Martensit besteht, wobei mindestens die Hälfte des Martensits angelassener Martensit ist und für das Kohlenstoffäquivalent

mit

%C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls

%Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls

gilt

2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Kohlenstoffäquivalent CE höchstens 1,0 Gew.-% beträgt.

3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Gehalte an Ti und Nb höchstens gleich 0,2 Gew.-% ist.

4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einem durch Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzüberzug auf Zn-Basis versehen ist.

5. Verfahren zum Herstellen eines : Stahlflachproduktes nach den Ansprüchen 1 bis 4, umfassend folgende Arbeitsschritte:

a) Bereitstellen eines unbeschichteten Stahlflachproduktes, das aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen; aus, in Gew.-%,

C: 0,05 - 0,20 %,

Si: 0,2 - 1,5 %,

Al: 0,01 - 1,5 %,

Mn: 1,0 - 3,0 %,

P: bis zu 0,02 %,

S: bis zu 0,005 %,

N: bis zu 0,008 %,

sowie optional einem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo, Ti, Nb, B" in folgenden Gehalten:

Cr:	0,05	-	1,0 %,
Mo:	0,05	-	0,2 %,
Ti:	0,005	-	0,2 %,
Nb:	0,001	-	0,05 %,
B:	0,0001	-	0,005 %

besteht,
wobei für das Verhältnis

mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls

%Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

gilt

und für das Kohlenstoffäquivalent

mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls

%Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls

gilt

b) Erwärmen des Stahlflachproduktes auf eine oberhalb der A₃-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts liegende und höchstens 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur T_HZ, wobei die Erwärmung bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendepunkttemperatur Tw mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1 von 5 - 25 K/s und anschließend bis zur Austenitisierungstemperatur T_HZ mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H2 von mindestens 2 - 10 °K/s erfolgt

mit T_HZ > A_c3[°C]= 910-203√(%C)-15,2%Ni +44, 7%Si+31,5%Mo-21,1%Mn

mit %C: C-Gehalt des Stahls,

%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,

%Si: Si-Gehalt des Stahls,

%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,

%Mn: Mn-Gehalt des Stahls;

c) Halten des Stahlflachprodukts bei der Austenitisierungstemperatur T_HZ über eine Austenitisierungsdauer t_HZ von 5 -15 s;

d) erstes Abkühlen des Stahlflachprodukts über eine Abkühldauer t_k von 50 - 300 s auf eine Zwischentemperatur T_K von nicht weniger als 680 °C;

e) von der Zwischentemperatur T_K ausgehendes Abschrecken des Stahlflachprodukts mit einer mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit θ_Q auf eine Kühlstopptemperatur T_Q für die gilt:

mit

mit %C: C-Gehalt des Stahls,

%Mn: Mn-Gehalt des Stahls,

%Si: Si-Gehalt des Stahls,

%Al: Al-Gehalt des Stahls;

f) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur T_Q für eine Haltedauer t_Q von 10 - 60 s;

g) Behandeln des auf die Kühlstopptemperatur T_Q abgeschreckten Stahlflachprodukts,

g.1) wobei das Stahlflachprodukt über eine Gesamtbehandlungsdauer t_B von 10 - 1000 s bei einer Behandlungstemperatur T_B, die mindestens gleich der Kühlstopptemperatur T_Q und nicht höher als 550 °C ist, gehalten wird,
oder

g.2) wobei das Stahlflachprodukt ausgehend von der Kühlstopptemperatur T_Q auf eine 450 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur T_B erwärmt wird, wobei das Stahlflachprodukt anschließend optional bei dieser Behandlungstemperatur T_B über eine Haltedauer t_BI isotherm gehalten wird, wobei die Erwärmung auf die Behandlungstemperatur T_B mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_B1 von weniger als 80 K/s erfolgt und die als Summe der für die Erwärmung benötigte Erwärmungszeit t_BR und der Haltedauer t_BI gebildete Gesamtbehandlungsdauer t_BT 10 - 1000 s beträgt, und wobei das Stahlflachprodukt nach dem Behandeln durch ein Schmelzenbad geleitet wird, um es mit einem metallischen Schutzüberzug auf Zn-Basis zu überziehen;

h) von der Behandlungstemperatur T_B ausgehendes Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit θ_B2 von mehr als 5 K/s.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt b) die Erwärmungsgeschwindigkeiten θ_H1 und θ_H2 gleich sind.

7. Verfahren nach Anspruch 5oder 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt g.1) von der Kühlstopptemperatur T_Q mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_B1 von weniger als 80 K/s auf die Behandlungstemperatur T_B erwärmt wird.

Claims

1. Flat steel product with tensile strength R_m of at least 950 MPa, yield strength of at least 800 MPa and elongation at break A₅₀ of at least 8%, wherein the tensile strength, yield strength and elongation at break are determined according to DIN EN ISO 6892, sample form 1 and wherein the flat steel product consists of a steel containing, in addition to iron and inevitable impurities expressed in percentage by weight:

C: 0.05-0.20%,

Si: 0.2-1.5%,

Al: 0.01-1.5%,

Mn: 1.0-3.0%,

P: up to 0.02%,

S: up to 0.005%,

N: up to 0.008%,

and optionally one or more of the elements of the group "Cr, Mo, Ti, Nb, B" with the respective contents:

Cr: 0.05-1.0%,

Mo: 0.05-0.2%,

Ti: 0.005-0.2%,

Nb: 0.001-0.05%,

B: 0.0001-0.005%,

wherein for

with %C: respective C content of the steel

%Mn: respective Mn content of the steel

%Cr: respective Cr content of the steel

%Al: respective Al content of the steel

%Si: respective Si content of the steel

shall apply and wherein the flat steel product possesses a microstructure consisting of

- not more than 5% by area bainite,

- not more than 5% by area polygonal ferrite,

- not more than 2% by volume retained austenite,
and

- at least 90% by area martensite, wherein at least half of the martensite is tempered martensite, and wherein for the carbon equivalent

with

%C: respective C content of the steel

%Si: respective Si content of the steel

%Mn: respective Mn content of the steel

%Cr: respective Cr content of the steel

%Mo: respective Mo content of the steel,

0.254 ≤ CE ≤ 1.1% by weight shall apply.

2. Flat product according to claim 1, characterised in that the carbon equivalent CE is at most 1.0% by weight.

3. Flat steel product according to one of the preceding claims, characterised in that the sum of the contents of Ti and Nb is at most equal to 0.2% by weight.

4. Flat steel product according to one of the preceding claims, characterised in that it is provided with a protective Zn-based metallic coating applied by hot-dip galvanizing.

5. Method for manufacturing a flat steel product according to one of claims 1 to 4, comprising the following operational steps:

a) Providing an uncoated flat steel product that consists of a steel containing, in addition to iron and inevitable impurities expressed in percentage by weight:

C: 0.05-0.20%,

Si: 0.2-1.5%,

Al: 0.01-1.5%,

Mn: 1.0-3.0%,

P: up to 0.02%,

S: up to 0.005%,

N: up to 0.008%,

and optionally one or more of the elements of the group "Cr, Mo, Ti, Nb, B" with the respective contents:

Cr: 0.05-1.0%,

Mo: 0.05-0.2%,

Ti: 0.005-0.2%,

Nb: 0.001-0.05%,

B: 0.0001-0.005%

wherein for

with %C: respective C content of the steel

%Mn: respective Mn content of the steel

%Cr: respective Cr content of the steel

%Al: respective Al content of the steel

%Si: respective Si content of the steel

1.6 ≤ ψ ≤ 3 shall apply
and wherein for the carbon equivalent

with %C: respective C content of the steel

%Si: respective Si content of the steel

%Mn: respective Mn content of the steel

%Cr: respective Cr content of the steel

%Mo: respective Mo content of the steel

0.254 ≤ CE ≤ 1.1% by weight shall apply;

b) Heating of the flat steel product to an austenitising temperature T_HZ that is above the A₃ temperature of the steel of the flat steel product and does not exceed 950°C, wherein the flat steel product is heated to an inflection point temperature Tw of up to 200-400°C at a heating rate θ_H1 of 5-25 K/s and subsequently up to an austenitising temperature T_HZ at a heating rate θ_H2 of at least 2-10 K/s

with T_HZ > A_c3[°C] = 910-203 √(%C) - 15.2% Ni + 44.7% Si + 31.5% Mo - 21.1% Mn

with %C: C content of the steel

%Ni: Ni content of the steel

%Si: Si content of the steel

%Mo: Mo content of the steel

%Mn: Mn content of the steel;

c) Holding the flat steel product at an austenitising temperature T_HZ for an austenitising time t_Hz of 5-15 s;

d) Initial cooling of the flat steel product for a cooling time t_k of 50-300 s to an intermediate temperature T_k of not less than 680°C;

e) Quenching of the flat steel product starting from the intermediate temperature T_k at a cooling rate 9_Q of more than 30 K/s to a cooling stop temperature T_Q wherein:

with

with %C: C content of the steel

%Mn: Mn content of the steel

%Si: Si content of the steel

%Al: Al content of the steel;

f) Holding the flat steep product at the cooling stop temperature T_Q for a holding time t_Q of 10-60 s;

g) Treating the flat steel product quenched to the cooling stop temperature T_Q,

g.1) wherein the flat steel product is held for a total treatment time t_B of 100-1000 s at a treatment temperature T_B that is at least equal to the cooling stop temperature T_Q and not higher than 550°C,
or

g.2) wherein, starting from the cooling stop temperature T_Q, the flat steel product is heated to a treatment temperature T_B of 450-500°C, wherein subsequently the flat steel product is optionally held at a constant treatment temperature T_B for a holding time t_BI, wherein the flat steel product is heated to the treatment temperature T_B at a heating rate θ_B1 of less than 80 K/s and the total treatment time t_BT resulting from the sum of the required heating time t_BR and holding time t_BI is 10-1000 s, and wherein the flat steel product is passed through a bath smelter after treatment for purposes of applying a protective Zn-based metallic coating;

h) Cooling the flat steel product starting from the treatment temperature T_B at a cooling rate θ_B2 of more than 5 K/s.

6. Method according to claim 5, characterised in that the heating rates θ_H1 and θ_H2 in step b) are equal.

7. Method according to claim 5 or 6, characterised in that the flat steel product in step g.1), starting from the cooling stop temperature T_Q, is heated to the treatment temperature T_B at a heating rate θ_B1 of less than 80 K/s.

Revendications

1. Produit plat en acier qui a une résistance à la traction R_m au moins de 950 MPa, une limite d'élasticité au moins de 800 MPa et un allongement à la rupture A₅₀ au moins de 8 %, et la résistance à la traction, la limite d'élasticité et l'allongement à la rupture ont été déterminés conformément à la norme DIN EN ISO 6892, forme d'échantillons 1, où le produit plat en acier est fabriqué dans un acier qui, en plus du fer et d'impuretés inévitables, se compose, suivant un pourcentage (%) en poids, des éléments suivants :

C	:	de	0,05 %	à	0,20 %,
Si	:	de	0,2 %	à	1,5 %,
Al	:	de	0,01 %	à	1,5 %,
Mn	:	de	1,0 %	à	3,0 %,
P	:	jusqu'à 0,02 %,
S	:	jusqu'à 0,005 %,
N	:	jusqu'à 0,008 %,

ledit acier se composant aussi, de façon facultative, d'un ou de plusieurs éléments parmi le groupe "Cr, Mo, Ti, Nb, B", cet élément ou ces éléments ayant les teneurs suivantes :

Cr	:	de	0,05 %	à	1,0 %,
Mo	:	de	0,05 %	à	0,2 %,
Ti	:	de	0,005 %	à	0,2 %,
Nb	:	de	0,001 %	à	0,05 %,
B	:	de	0,0001 %	à	0,005 %,

où pour le rapport

ayant %C : teneur respective de l'acier en C

%Mn : teneur respective de l'acier en Mn

%Cr : teneur respective de l'acier en Cr

%Al : teneur respective de l'acier en Al

%Si : teneur respective de l'acier en Si

s'applique la relation

et où le produit plat en acier présente une structure qui se compose :

- au maximum de 5 % en surface de bainite,

- au maximum de 5 % en surface de ferrite polygonale,

- au maximum de 2 % en volume d'austénite résiduelle, et

- au moins de 90 % en surface de martensite, où au moins la moitié de la martensite est de la martensite revenue, et pour l'équivalent carbone

ayant

%C : teneur respective de l'acier en C

%Si : teneur respective de l'acier en Si

%Mn : teneur respective de l'acier en Mn

%Cr : teneur respective de l'acier en Cr

%Mo : teneur respective de l'acier en Mo

s'applique la relation
0,254 ≤ CE ≤ 1,1 % en poids.

2. Produit plat en acier selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'équivalent carbone CE est au maximum égal à 1,0 % en poids.

3. Produit plat en acier selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que la somme des teneurs en Ti et en Nb est au maximum égale à 0,2 % en poids.

4. Produit plat en acier selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce que ledit produit plat en acier est doté d'un revêtement de protection métallique à base de Zn, ledit revêtement de protection étant appliqué par la mise en œuvre d'un processus de revêtement par immersion dans un bain en fusion.

5. Procédé de fabrication d'un produit plat en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, ledit procédé de fabrication comprenant les étapes de travail suivantes consistant :

a) à fournir un produit plat en acier, sans revêtement, ledit produit plat étant fabriqué dans un acier qui, en plus du fer et d'impuretés inévitables, se compose, suivant un pourcentage (%) en poids, des éléments suivants :

C	:	de	0,05 %	à	0,20 %,
Si	:	de	0,2 %	à	1,5 %,
Al	:	de	0,01 %	à	1,5 %,
Mn	:	de	1,0 %	à	3,0 %,
P	:	jusqu'à 0,02 %,
S	:	jusqu'à 0,005 %,
N	:	jusqu'à 0,008 %,

ledit acier se composant aussi, de façon facultative, d'un ou de plusieurs éléments parmi le groupe "Cr, Mo, Ti, Nb, B", cet élément ou ces éléments ayant les teneurs suivantes :

Cr	:	de	0,05 %	à	1,0 %,
Mo	:	de	0,05 %	à	0,2 %,
Ti	:	de	0,005 %	à	0,2 %,
Nb	:	de	0,001 %	à	0,05 %,
B	:	de	0,0001 %	à	0,005 %,

où pour le rapport

ayant %C : teneur respective de l'acier en C

%Mn : teneur respective de l'acier en Mn

%Cr : teneur respective de l'acier en Cr

%Al : teneur respective de l'acier en Al

%Si : teneur respective de l'acier en Si

s'applique la relation

et pour l'équivalent carbone

ayant %C : teneur respective de l'acier en C

%Si : teneur respective de l'acier en Si

%Mn : teneur respective de l'acier en Mn

%Cr : teneur respective de l'acier en Cr

%Mo : teneur respective de l'acier en Mo

s'applique la relation
0,254 ≤ CE ≤ 1,1 % en poids ;

b) à chauffer le produit plat en acier à une température d'austénitisation T_HZ qui est supérieure à la température A₃ de l'acier du produit plat en acier et au maximum égale à 950°C, où le chauffage se produit jusqu'à une température de point d'inflexion Tw se situant entre 200°C et 400°C, à une vitesse de chauffage θ_H1 comprise entre 5 K/s et 25 K/s, ledit chauffage se produisant ensuite jusqu'à atteindre la température d'austénitisation T_HZ, à une vitesse de chauffage θ_H2 comprise au moins entre 2 K/s et 10 K/s,
ayant

ayant %C : teneur de l'acier en C,

%Ni : teneur de l'acier en Ni,

%Si : teneur de l'acier en Si,

%Mo : teneur de l'acier en Mo,

%Mn : teneur de l'acier en Mn ;

c) à maintenir le produit plat en acier à la température d'austénitisation T_HZ sur une durée d'austénitisation t_HZ comprise entre 5 s et 15 s ;

d) à effectuer un premier refroidissement du produit plat en acier ayant lieu sur une durée de refroidissement t_k comprise entre 50 s et 300 s, ledit premier refroidissement étant effectué à une température intermédiaire T_K non inférieure à 680°C ;

e) à effectuer, à partir de la température intermédiaire T_K, une trempe du produit plat en acier à une vitesse de refroidissement θ_Q de plus de 30 K/s, jusqu'à une température d'arrêt de refroidissement T_Q pour laquelle s'applique la relation : (T_MS - 175°C) < T_Q < T_MS
ayant

ayant %C : teneur de l'acier en C

%Mn : teneur de l'acier en Mn

%Si : teneur de l'acier en Si

%Al : teneur de l'acier en Al ;

f) à maintenir le produit plat en acier à la température d'arrêt de refroidissement T_Q pour une durée de maintien t_Q comprise 10 s et 60 s ;

g) à traiter le produit plat en acier ayant été trempé à la température d'arrêt de refroidissement T_Q,

g.1) où le produit plat en acier, sur une durée totale de traitement t_BT comprise entre 10 s et 1000 s, est maintenu à une température de traitement T_B qui est au moins égale à la température d'arrêt de refroidissement T_Q et non supérieure à 550°C,
ou bien

g.2) où le produit plat en acier, à partir de la température d'arrêt de refroidissement T_Q, est chauffé à une température de traitement T_B comprise entre 450°C et 500°C, où le produit plat en acier est maintenu ensuite, de façon facultative, à cette température de traitement T_B, de manière à être isotherme sur une durée de maintien t_BI, où le chauffage à la température de traitement T_B se produit à une vitesse de chauffage θ_B1 inférieure à 80 K/s, et la durée totale de traitement t_BT formée comme étant la somme du temps de chauffage t_BR nécessaire pour le chauffage, et de la durée de maintien t_BI, est comprise entre 10 s et 1000 s, et où, après le traitement, on fait passer le produit plat en acier dans un bain en fusion, afin de recouvrir ledit produit plat en acier d'un revêtement de protection métallique à base de Zn ;

h) à effectuer un refroidissement à partir de la température de traitement T_B, à une vitesse de refroidissement θ_B2 de plus de 5 K/s.

6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que, au cours de l'étape de travail b), les vitesses de chauffage θ_H1 et θ_H2 sont identiques.

7. Procédé selon la revendication 5 ou 6, caractérisé en ce que le produit plat en acier, au cours de l'étape de travail g.1), est chauffé à la température de traitement T_B, à partir de la température d'arrêt de refroidissement T_Q, à une vitesse de chauffage θ_B1 inférieure à 80 K/s.

Zeichnung