VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES NACHBEHANDELTEN, KALTGEWALZTEN STAHLFLACHPRODUKTS UND NACHBEHANDELTES, KALTGEWALZTES STAHLFLACHPRODUKT

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft ein zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer erhöhten Dehngrenze und einer erhöhten Zugfestigkeit sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.

[0002] Bei Stahlflachprodukten der hier in Rede stehenden Art handelt es sich um durch Kaltwalzen erhaltene Walzprodukte, wie Stahlbänder oder Bleche, sowie daraus hergestellte Zuschnitte und Platinen.

[0003] Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-% " zu verstehen.

[0004] Angaben zu Gefügebestandteilen beziehen sich jeweils auf Volumenprozente ("Vol.-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.

[0005] Hochfeste Stahlflachprodukte haben insbesondere im Bereich des Fahrzeugbaus eine wachsende Bedeutung, da sie eine Reduzierung des Eigengewichts des Fahrzeugs und eine Steigerung der Nutzlast ermöglichen. Ein geringes Gewicht trägt nicht nur zur optimalen Nutzung der technischen Leistungsfähigkeit des jeweiligen Antriebsaggregats bei, sondern unterstützt die Ressourceneffizienz, Kostenoptimierung und den Klimaschutz.

[0006] Eine entscheidende Reduzierung des Eigengewichts von Stahlblechkonstruktionen kann durch eine Steigerung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit des jeweils verarbeiteten Stahlflachprodukts, erreicht werden.

[0007] Neben einer hohen Festigkeit werden von modernen, für den Fahrzeugbau vorgesehenen Stahlflachprodukten aber auch gute Zähigkeitseigenschaften, ein gutes Sprödbruchwiderstandsverhalten sowie eine optimale Eignung zum Kaltumformen und Schweißen erwartet.

[0008] Insbesondere existieren Anwendungen im Fahrzeugbau, für die in erster Linie ein besonders hoher Umformwiderstand erforderlich ist. Dies spiegelt sich in den im Zugversuch ermittelten Eigenschaften in Form einer hohen Dehngrenze R_p02 wider.

[0009] Es ist eine große Zahl von Versuchen bekannt, diese Anforderungen durch legierungs- oder verfahrenstechnische Maßnahmen zu erfüllen. Gemeinsam ist diesen Versuchen, dass ihnen jeweils ein so genannter Zwei- oder Mehrphasenstahl zu Grunde liegt, dessen Gefüge jeweils aus mindestens zwei dominierenden Phasen bestehen, wobei bei Mehrphasenstählen geringere Anteile weiterer Phasen vorhanden sein können.

[0010] So ist beispielsweise aus der WO 2015/158731 A1 ein aus einem Zweiphasenstahl bestehendes Stahlflachprodukt bekannt. Das Stahlflachprodukt wird durch Warm- und Kaltwalzen hergestellt. Nach dem Kaltwalzen durchläuft es eine zusätzliche Wärmebehandlung zur Steigerung der Streckgrenze.

[0011] Aus der WO 2016/177420 A1 ist ein Stahlflachprodukt bekannt, das eine Zugfestigkeit Rm ≥ 950 MPa, eine Dehngrenze ≥ 800 MPa und eine Bruchdehnung A50 ≥ 8 % besitzt. Dabei besteht das Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der (in Gew.-%) 0,05 - 0,20 % C, 0,2 - 1,5 % Si, 0,01 - 1,5 % Al, 1,0 - 3,0 % Mn, ≤ 0,02 % P, ≤ 0,005 % S, ≤ 0,008 % N, sowie jeweils optional 0,05 - 1,0 %, 0,05 - 0,2 % Mo, 0,005 - 0,2 % Ti, 0,001 - 0,05 % Nb, 0,0001 - 0,005 % B, Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, enthält. Dabei gilt 1,5 ≤ ψ ≤ 3, mit ψ=(%C+%Mn/5+%Cr/6)/(%Al+%Si) und %C, %Mn, %Cr, %Al, %Si jeweiliger C-, Mn-, Cr-, Al- bzw. Si-Gehalt des Stahls. Gleichzeitig weist das Stahlflachprodukt ein Gefüge auf, das aus (in Flächen-%) ≤ 5 % Bainit, ≤ 5 % polygonalen Ferrit, ≥ 90 % Martensit sowie ≤ 2 Volumen-% Restaustenit besteht, wobei mindestens die Hälfte des Martensits angelassener Martensit ist. Ebenso ist in der WO 2016/177420 A1 eine spezielle Wärmebehandlung gezeigt, um die mechanischen Eigenschaften und das Gefüge zu erreichen.

[0012] Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einer hohen Dehngrenze und einer hohen Zugfestigkeit R_m anzugeben, das sich betriebssicher durchführen lässt und dabei zu einer optimalen Eigenschaftskombination des erhaltenen Stahlflachprodukts führt.

[0013] Unter der Dehngrenze eines Stahlflachproduktes wird im Sinne dieser Anmeldung die untere Streckgrenze R_el verstanden, wenn das Stahlflachprodukt eine ausgeprägte Streckgrenze aufweist. Andernfalls (das heißt für Stahlflachprodukte ohne eine ausgeprägte Streckgrenze) wird im Sinne dieser Anmeldung unter der Dehngrenze des Stahlflachproduktes die Dehngrenze R_p02 verstanden.

[0014] Zugfestigkeit und Dehngrenze werden im Sinne dieser Anmeldung nach DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) ermittelt.

[0015] Genauso sollte ein entsprechend beschaffenes Stahlflachprodukt geschaffen werden.

[0016] In Bezug auf das Verfahren ist diese Aufgabe durch die Erfindung dadurch gelöst worden, dass bei der Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer hohen Dehngrenze und einer hohen Zugfestigkeit R_m in Anspruch 1 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden.

[0017] Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Stahlflachprodukt weist die in Anspruch 8 angegebenen Merkmale auf.

[0018] Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.

[0019] Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes wird demnach ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt aus einem Stahl bereitgestellt, der die nachfolgend angegebene Zusammensetzung aufweist (in Gew.-%):

• C: 0,05-0,25 %,
• Si: 0,05-0,6 %,
• Mn: 1,0-3,0 %,
• Al: 0,02-1,5 %,
• N: weniger als 0,02 %,
• P: 0,005-0,2 %,
• S: weniger als 0,05 %
• einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:
  • Cr: 0,2-1,5 %,
  • Mo: 0,003-1,0 %,
• optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:
  • B: weniger als 0,005 %
  • Ti+Nb+15-B : 0,02-0,15 %
• sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:
  • V: 0,0005-0,05 %
  • Cu: 0,0001-0,5 %
  • Ni: 0,002-0,2 %
  • Ca: 0,0005-0,007 %
• Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

[0020] Erfindungsgemäß wird das so bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt zur Festigkeitssteigerung nachbehandelt, wobei die folgenden Arbeitsschritte durchlaufen werden

• Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes, wobei der über das Nachwalzen erzielte Walzgrad W_G2 insgesamt 8 - 40 % beträgt;
• Anlassglühen des nachgewalzten Stahlflachproduktes bei einer Nachglühtemperatur T_G2 von 100-400°C über eine Glühdauer von 0,2-25 Stunden.

[0021] Dabei findet das Nachwalzen bei Raumtemperatur statt, wobei es allerdings in üblicherweise zu einer gewissen Erwärmung des Stahlflachproduktes aufgrund des Nachwalzens kommt.

[0022] Grundsätzlich ist bekannt, dass die Dehngrenze sowohl durch plastische Verformung beim Nachwalzen als auch durch Anlassglühen erhöht werden kann. Beim plastischen Verformen kommt es zu neuen Versetzungen in der Gitterstruktur, die zur Festigkeitssteigerung beitragen. Das Anlassglühen führt dagegen zur Bildung und zum Wachstum von Ausscheidungen, die ein Versetzungsgleiten behindern. Man spricht vom "pinning" der Versetzungen.

[0023] Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass ein zusätzlicher Effekt auftritt, wenn das Nachwalzen mit einem anschließenden Anlassglühen kombiniert wird, der zu einer drastischen Steigerung der Dehngrenze führt. Dabei geht die Steigerung der Dehngrenze über die Summe der Einzeleffekte durch Nachwalzen und Anlassglühen hinaus. Es liegt ein unerwarteter Synergieeffekt vor. Zahlreiche Versuche haben hier gezeigt, dass sich durch die Kombination beider Nachbehandlungsschritte eine Erhöhung der Dehngrenze ergibt, die um mindestens 50 MPa größer ist als die Summe der Einzeleffekte, wobei regelmäßig eine Erhöhung von 100 MPa, teilweise sogar mehr 200 MPa, gegenüber der Summe der Einzeleffekte erreicht wird.

[0024] Beim Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes werden durch die Verformungen Versetzungen ins Gefüge eingebracht. Bei der anschließenden Anlassglühung führen diese Versetzungen dann im Rahmen von Erholungsvorgängen zur Bildung von Subkörnern, so dass die Dehngrenze ähnlich wie bei einer Kornfeinung ansteigt. Es hat sich gezeigt, dass ab einem Walzgrad von 8% ein signifikanter synergetischer Effekt auftritt. Bei einem zu hohen Walzgrad sind die Beschädigungen des Gefüges dagegen so groß, dass das spätere Produkt in der Weiterverarbeitung nicht mehr den Anforderungen entspricht. Optimale Walzgrade beim Nachwalzen liegen daher bei maximal 40%, bevorzugt bei maximal 30% und bei mindestens 8%, bevorzugt mindestens 20%.

[0025] Das nachgelagerte Anlassglühen muss derart gestaltet sein, dass ausreichend thermische Energie eingebracht wird, um die lokalen Erholungsvorgänge zu ermöglichen, aber nicht zu viel thermische Energie, da es ansonsten zu einer globalen Gefügeneubildung kommt. Hierzu haben sich Nachglühtemperaturen im Bereich 100° bis 400°C als zweckmäßig erwiesen. Bevorzugt ist die Nachglühtemperatur größer als 130°C und/oder kleiner als 330°C. Die Glühdauer beträgt zweckmäßigerweise 0,2-25 Stunden.

[0026] Die hier im Allgemeinen und in Bezug auf die nachfolgend dargestellten Ausführungsbeispiele angegebenen mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte sind jeweils an Flachzugproben gemäß DIN EN ISO6892-1 bestimmt.

[0027] In der Praxis wird die erfindungsgemäß nach dem Nachwalzen vorgesehene Anlassglühung als Haubenglühung durchgeführt.

[0028] Die Legierung des Stahls, aus dem die erfindungsgemäß zu verarbeitenden Stahlflachprodukte bestehen, ist so gewählt, dass unter dem Einfluss des zusätzlichen Nachbehandlungsschrittes optimale mechanische Eigenschaften erreicht werden.

[0029] C ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,05-0,25 Gew.-% vorhanden, um ausreichend Martensit zur Steigerung der Festigkeit zu erzeugen. Bei höheren C-Gehalten tritt zu wenig Ferrit auf. Zudem wirkt sich ein zu hoher C-Gehalt negativ auf die Schweißeignung aus. Bevorzugt beträgt der C-Gehalt höchstens 0,20 Gew.-%, besonders bevorzugt höchstens 0,18%. Liegt der C-Gehalt dagegen unter 0,05% wird die gewünschte Festigkeit nicht erhalten. Bevorzugt beträgt der C-Gehalt mindestens 0,08 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,12 Gew.-%.

[0030] Si ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,05-0,6% vorhanden, um die Festigkeit durch Mischkristallhärtung zu steigern ohne die Duktilität zu beeinträchtigen. Zudem dient Si als Ferritbildner. Zu hohe Si-Gehalte können die Oberflächenbeschaffenheit beispielsweise in Folge von festhaftendem Zunder oder Korngrenzenoxidation beeinträchtigen. Um dies sicher auszuschließen, kann der Si-Gehalt auf höchstens 0,6 Gew.-% beschränkt werden. Bevorzugt beträgt der Si-Gehalt höchstens 0,42%. Ist dagegen der Si-Gehalt zu gering, so ist der festigkeitssteigernde Effekt durch Mischkristallhärtung in der Ferritphase unzureichend. Soll die gewünschte Wirkung von Si besonders sicher zur Verfügung stehen, so kann der Si-Gehalt auf mindestens 0,24 Gew.-% eingestellt werden.

[0031] Mn ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 1,0-3,0 Gew-% vorhanden, um Mischkristallverfestigung sowie eine Martensitbildung zur Erhöhung der Festigkeit zu unterstützen. Dies erfolgt, indem Mn den Austenit, aus dem der Martensit gebildet wird, stabilisiert. Durch gezielte Einstellung des Mn-Gehaltes wird daher der Volumenanteil des Martensits eingestellt. Bevorzugt beträgt der Mn-Gehalt mindestens 1,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,7 Gew.-%. Eine übermäßige Zugabe von Mn führt hingegen zu einem zu geringen Anteil der Martensitphase. Daher beträgt der Mn-Gehalt bevorzugt höchstens 2,4 Gew.-%.

[0032] Al ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,02-1,5 Gew.-% vorhanden, um einerseits bei der Erschmelzung als Desoxidationsmittel und zur Stickstoffabbindung zu dienen und andererseits für die ausreichende Ferritmenge zu sorgen und damit die Duktilität zu steigern. Um jedoch einen ungünstigen Einfluß auf die Gießqualität sowie die Beschichtbarkeit zu vermeiden, sollte der maximale Gehalt von 1,5 Gew.-% nicht überschritten werden. Eine Einhaltung einer Obergrenze von 0,9 Gew.-% hat sich als besonders günstig erwiesen.

[0033] N ist ein unerwünschter Legierungsbestandteil, der den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. Daher darf sein Gehalt im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Ein zu hoher Gehalt an N verschlechtert die Verarbeitbarkeit und kann bei zusätzlicher Anwesenheit von B und/oder Al zur Bildung schädlicher Nitride führen und so die Wirksamkeit dieser Elemente verhindern. Bevorzugt beträgt der N-Gehalt höchstens 0,01 Gew.-%. Optimalerweise ist er auf höchstens 0,008 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,006 Gew.-% beschränkt.

[0034] P ist ein unerwünschter Legierungsbestandteil, der den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. P kann bei übermäßiger Zugabe zu Versprödung und damit zum Herabsetzten der Crasheigenschaften führen. Zusätzlich wird die Schweißbarkeit durch den P-Gehalt beeinträchtigt. Aus diesen Gründen soll der P-Gehalt 0,2 Gew-% nicht übersteigen. Bevorzugt beträgt der P-Gehalt höchstens 0,05%, insbesondere höchstens 0,03%.

[0035] S ist ein unerwünschter Legierungsbestandteil, der den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. Daher darf sein Gehalt im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts höchstens 0,05 Gew.-% betragen. Um eine gute Dehnbarkeit des Stahlproduktes zu gewährleisten muss die Bildung von MnS bzw. (Mn,Fe)S möglichst gering gehalten werden. Bevorzugt beträgt der S-Gehalt höchstens 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt höchstens 0,005 Gew.-%.

[0036] Cr und Mo tragen im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlflachproduktes zur Festigkeitssteigerung bei. Sie begünstigen die Bildung von Martensit durch Verschiebung der Ferrit-Perlit-Umwandlungsbereiche bei der Wärmebehandlung. Um diesen Effekt zu erreichen beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,005 Gew.-%. Der Cr-Gehalt beträgt mindestens 0,2 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,3 Gew.-%. Bei zu hohen Gehalten an Cr oder Mo können sich allerdings unerwünschte Carbide bilden. Zudem steigen die Legierungskosten übermäßig an. Der Mo-Gehalt beträgt daher maximal 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,3 Gew.-%. Der Cr-Gehalt beträgt maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,8 Gew.-%.

[0037] Ti, B und Nb tragen in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts zur Festigkeitssteigerung bei und führen zu einer feineren Gefügestruktur. B ermöglicht durch Unterdrückung der Ferrit- und Bainitbildung einen höheren Martensitanteil, kann seine Wirkung aber erst durch zusätzliche Zugabe von Ti voll entfalten, welches durch Bildung feiner Ti(C,N)-Ausscheidungen die Entstehung ungewollter Bornitride verhindert. Diese Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungsbildung wird durch die zusätzliche Zugabe von Nb begünstigt bzw. verstärkt. Es hat sich gezeigt, dass die Summe der Gehalte von Ti, Nb und dem 15-fachen Gehalt von B mindestens 0,02 Gew.-% betragen sollte, um diese Eigenschaften zu erreichen (d.h. Ti+Nb+15·B >_ 0,02 Gew.-%). Zur Vermeidung eines negativen Einflusses auf die Verarbeitbarkeit darf jedoch ein maximaler Gehalt für die genannte Summe 0,15 Gew.-% nicht überschritten werden (d.h. Ti+Nb+15·B ≤ 0,15 Gew.-%). Gleichzeitig beträgt der B-Gehalt maximal 0,005 Gew.-%. Übermäßige Zugabe von Bor führt zu erhöhter Sprödigkeit. Daher beträgt der Bor-Gehaltweniger als 0,005 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,003 Gew.-%.

[0038] Die Zugabe von V in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts führt zu einer Verbesserung der Verarbeitbarkeit und einer verbesserten Beständigkeit gegen verzögerte Rissbildung durch eine feinere Gefügestruktur. Zur optimalen Nutzung dieser Vorteile sollte ein V-Gehalt im Bereich 0,0005-0,05 Gew.-% gewählt werden, insbesondere sollte er mindestens 0,005 Gew.-% betragen.

[0039] Cu und Ni tragen in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts zur Festigkeitssteigerung bei und können einzeln oder in Kombination hinzugefügt werden. Dabei beträgt der Cu-Gehalt mindestens 0,0001 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,001 Gew.-%. Allerdings sollte der Cu-Gehalt 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,08 Gew.-%, nicht übersteigen. Der Ni-Gehalt beträgt mindestens 0,002 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,01 Gew.-%. Maximal sollte der Ni-Gehalt nicht größer als 0,2 Gew.-%, bevorzugt nicht größer als 0,1 Gew.-% betragen.

[0040] Die Zugabe von Ca in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts führt zu einer feineren Verteilung der Einschlüsse im Stahl und bildet sphärische Sulfide, wodurch Nachteile anderer schädlicher Sulfide bei der weiteren Prozessierung reduziert werden können. Dazu sollte der Ca-Gehalt mindestens 0,0005 Gew.-% betragen. Da jedoch ein zu hoher Ca-Anteil nachteilige Effekte auf Gieß- und Warmumfombarkeit haben kann, sollte er höchstens 0,007 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,005 Gew.-% betragen.

[0041] Bei einer speziellen Ausgestaltung weist der Stahl ein Kohlenstoffäquivalent C_äq auf, dass zwischen 0,3 % und 1,3 % liegt. Dabei ist das Kohlenstoffäquivalent als gewichtete Summe der folgenden Element-Gehalte definiert:

[0042] Es hat sich gezeigt, dass das Kohlenstoffäquivalent gut dafür geeignet ist, die nachfolgende Verarbeitbarkeit des Stahlflachproduktes zu charakterisieren. Bei Werten im Bereich 0,3 % bis 1,3 % lässt sich das Stahlflachprodukt sowohl gut schweißen als auch problemlos beschichten im Vergleich zu anderen Stahllegierungen mit einer ähnlichen Festigkeit und einem höheren Anteil von Legierungselementen. Bevorzugt beträgt das Kohlenstoffäquivalent maximal 0,7 % hierfür. Weiterhin bevorzugt beträgt das Kohlenstoffäquivalent mindestens 0,3 %.

[0043] Das Verfahren ist insbesondere derart ausgestaltet, dass der Produktionsindex P_WG zwischen 0,1 und 2,7 liegt. Dabei ist der Produktionsindex P_WG wie folgt definiert:

mit

T_G2: Nachglühtemperatur in der Einheit °C

W_G2: Walzgrad beim Nachwalzen in %

C_äq: Kohlenstoffäquivalent in %

K : Konstante mit dem Wert 10 °C

[0044] Umfassende Versuche haben gezeigt, dass sich ein besonders stabiler Prozess mit zuverlässiger Nachbehandlung zur Festigkeitssteigerung ergibt, wenn der Produktionsindex im genannten Bereich liegt.

[0045] Für das erfindungsgemäße Nachbehandlungsverfahren wird als Ausgangsmaterial bevorzugt ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt verwendet, dessen Gefüge aus mindestens zwei Phasen, von denen Martensit und Ferrit die dominierenden Phasen sind, besteht, wobei mehr als 10 Vol.- % Martensit und mehr als 60 Vol.-% Ferrit vorhanden sind. Bevorzugt beträgt der Ferrit-Anteil mehr als 70 Vol.-%, insbesondere mehr als 80%. Der verbleibende Anteil kann Bainit oder Ausscheidungen enthalten. Das Gefüge des Stahlflachprodukts sollte dabei mindestens 60 Vol.-% Ferrit enthalten, um die nötige Dehnung einstellen zu können. Auch sollten im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 10 Vol.-% Martensit vorhanden sein, um zum einen die Festigkeit zu erreichen und zum anderen einen Anlasseffekt zu ermöglichen. Das nachbehandelte Gefüge besteht aus mindestens zwei Phasen, von denen Ferrit und Martensit die dominierenden Phasen sind. Durch die Nachbehandlung ist der Martensit nun angelassener Martensit. Die Ferritphase weist leicht gestreckte Körner auf, etwaig vorher vorhandener Restaustenit ist zerfallen. Die sonstigen Phasenanteile sind gegenüber dem Ausgangsprodukt unverändert. Damit weist das nachbehandelte Stahlflachprodukt ein mindestens aus zwei Phasen bestehendes Gefüge auf, das (in Vol.-%) mehr als 10 % angelassenen Martensit und mehr als 60 % Ferrit umfasst. Bevorzugt beträgt der Ferrit-Anteil mehr als 70 Vol.-%, insbesondere mehr als 80 %.

[0046] Bei einer bevorzugten Ausgestaltung wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zwischen Nachwalzen und Anlassglühen beschichtet. Das Beschichten hat den Vorteil, dass ein Korrosionsschutz gewährleistet wird. Bei einer besonders vorteilhaften Weiterbildung wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zwischen Nachwalzen und Anlassglühen beschichtet, insbesondere elektrolytisch beschichtet. Der Vorteil einer Beschichtung zwischen Nachwalzen und Anlassglühen liegt darin, dass eventuell bei der Beschichtung aufgenommener Wasserstoff beim Anlassglühen wieder entfernt wird. Wasserstoff kann zu Wasserstoffversprödung führen und sollte daher möglichst vermieden werden. Eine elektrolytische Beschichtung hat den Vorteil, dass das Stahlflachprodukt dabei nicht hoch erwärmt wird, beispielsweise im Vergleich zum Schmelztauchbeschichten. Eine zu hohe Erwärmung beim Beschichten könnte sich auf das eingestellte Gefüge und damit auf die mechanischen Eigenschaften auswirken.

[0047] Die zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukte können ausgehend von einem Stahl mit der voranstehend erläuterten Zusammensetzung hergestellt werden. Dazu können bei der Erzeugung des bereitgestellten Stahlflachprodukts folgende Arbeitsschritte durchlaufen werden:

• Vergießen eines Stahls mit der vorgenannten Zusammensetzung zu einer Bramme;
• Wiedererwärmen der Bramme auf eine 1200-1500 ° C betragende Wiedererwärmungstemperatur;
• Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur des Warmbands bei Beendigung des Warmwalzens 800-1000°C beträgt;
• Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur von 400-700 °C;
• Beizen des Warmbands
• Kaltwalzen des Warmbands in einem oder mehreren Kaltwalzschritten zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad insgesamt 20-80 % beträgt;
• Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Durchlaufglühtemperatur von 700-950 °C; Dabei kann das Durchlaufglühen auch durch ein Feuerbeschichten realisiert werden.
• Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur

[0048] Bei einer besonders bevorzugten Variante des Verfahrens weist das Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur zwei Zwischenschritte auf. Hierbei wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem ersten Zwischenschritt auf eine erste Abkühltemperatur T₁ abgekühlt und eine erste Haltezeit t₁ auf der ersten Abkühltemperatur T₁ gehalten. Anschließend wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem zweiten Zwischenschritt auf eine zweite Abkühltemperatur T₂ abgekühlt wird und eine zweite Haltezeit t₂ auf der zweiten Abkühltemperatur T₂ gehalten. Hierbei gilt für die Abkühltemperaturen T₁, T₂:

und für die Haltezeiten t₁, t₂ gilt:

[0049] Dieses zweistufige Abkühlverfahren hat den Vorteil, dass im ersten Zwischenschritt eine Ferritbildung erfolgt und im zweiten Zwischenschritt der Bainit- und der Restaustenitanteil eingestellt werden.

[0050] Alternativ kann das Abkühlen aber auch in einem einzigen Abkühlschritt auf Raumtemperatur erfolgen.

[0051] Optional kann das zur Festigkeitssteigerung nachbehandelte bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer metallischen Schutzbeschichtung versehen sein. Dies ist beispielsweise zweckmäßig, wenn aus dem Stahlflachprodukt Bauteile gefertigt werden, die im praktischen Einsatz einer korrosiven Umgebung ausgesetzt sind. Die metallische Beschichtung kann in jeder geeigneten Weise aufgebracht werden, wobei sich hier insbesondere ein Auftrag durch Schmelztauchbeschichten beispielsweise in einer Durchlauf-Feuerbeschichtungsanlage eignet.

[0052] Die erfindungsgemäße Aufgabe wird ebenfalls gelöst durch ein zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das

• aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%)
  • C: 0,05-0,25 %,
  • Si: 0,05-0,6 %,
  • Mn: 1,0-3,0 %,
  • AI: 0,02-1,5 %,
  • N: weniger als 0,02 %,
  • P: 0,005-0,2 %,
  • S: weniger als 0,05 %
  • einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:
    • Cr: 0,2-1,5 %,
    • Mo: 0,003-1,0 %,
  • optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:
    • B: weniger als 0,005 %
    • Ti+Nb+15*B: 0,02-0,15 %
  • sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:
    • V: 0,0005-0,05 %
    • Cu: 0,0001-0,5 %
    • Ni: 0,002-0,2 %
    • Ca: 0,0005-0,007 %
  • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
  und
• eine Dehngrenze von mindestens 1000 MPa und eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 1100 MPa aufweist,
• wobei die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃_m mindestens 400 MPa beträgt, mit
  
  wobei C, Si, Mn, Cr und Mo die jeweiligen Elementgehalte in Gewichtsprozent sind.

[0053] Im Sinne dieser Anmeldung weist ein nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt eine Dehngrenze von mindestens 1000 MPa auf, wenn die Dehngrenze in wenigstens einer Richtung mindestens 1000 MPa beträgt (also beispielsweise quer oder längs zur Walzrichtung). Das entsprechende gilt für die Zugfestigkeit und die legierungsunabhängige Zugfestigkeit.

[0054] Bezüglich der Elementgehalte und der Gefügedetails gelten die vorstehenden Erläuterungen bezüglich der Vorteile und bevorzugen Ausführungsvarianten.

[0055] Durch die erfindungsgemäßen Nachbehandlungsschritte Nachwalzen und Anlassglühen ergibt sich regelmäßig eine Dehngrenze von mindestens 1000MPa, bevorzugte Ausführungsvarianten weisen eine Dehngrenze von mindestens 1200 MPa, insbesondere von mindestens 1400 MPa auf. Ebenso wird eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa erreicht, wobei bevorzugte Ausführungsvarianten eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa, insbesondere mindestens 1400 MPa aufweisen.

[0056] Zudem beträgt die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃_m mindestens 400 MPa, bevorzugt mindestens 450 MPa. Die hohe Zugfestigkeit wird also gerade nicht durch hohe Legierung mit zur Härtung beitragenden Elementen (C, Si, Mn, Cr, Mo), sondern durch die die erfindungsgemäßen Nachbehandlungsschritte Nachwalzen und Anlassglühen erreicht. Das zur Festigkeitssteigerung nachbehandelte, kaltgewalzte Stahlflachprodukt hat damit den Vorteil, dass eine hohe Festigkeit auch ohne übermäßige Beilegierung erreicht wird. Daher ist es entsprechend kostengünstiger zu produzieren. Zudem entfallen die negativen Auswirkungen der hohen Legierungsgehalte auf spätere Bearbeitungsschritte wie Schweißen oder Beschichten. Niedrig legierte Stähle sind in dieser Hinsicht einfacher weiterzuverabeiten.

[0057] Bei einer bevorzugten Variante des zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes ist die Summe der Korngrenzenlängen für Kleinwinkelkorngrenzen eines quadratischen Messfeldes von 50µm*50µm in einem Längsschliff größer als 10mm, bevorzugt größer 15mm, besonders bevorzugt größer 20mm.

[0058] Unter Kleinwinkelkorngrenzen werden Orientierungsunterschiede des Gitters von kleiner als 15° bezeichnet. Die Summe der Korngrenzenlängen wird mittels der EBSD-Methode ermittelt. Die EBSD-Methode (Electron backscattering diffraction) gehört zu den elektronenmikroskopischen Untersuchungsverfahren. Es werden die Informationen der von der Probe rückgestreuten Elektronen genutzt. Der Elektronenstrahl rastert während einer Analyse die Oberfläche der Probe ab. Die auftreffenden Elektronen werden in der Probe gestreut. Zum Teil treffen diese unter Bragg-Bedingungen auf Gitterflächen des untersuchten Kornes und werden gebeugt. Die entstehenden Beugungsmuster (Kikuchi-Pattern) werden mit Hilfe eines Phosphorschirms aufgenommen und durch eine Software verarbeitet und interpretiert. Die Kikuchi-Pattern enthalten Informationen über die vorliegenden Kristallsymmetrien, die Rückschlüsse auf die untersuchten kristallographischen Phasen und die Orientierung des untersuchten Kornes, sowie auf Gitterverzerrungen, Missorientierungen von Korngrenzen etc. zulassen. Betrachtet man nun ein quadratisches Messfeld von 50µm*50µm auf der Oberfläche eines Schliffes entnommen längs zur Walzrichtung (Längsschliff), so ist es möglich die Gesamtlänge der Kleinwinkelkorngrenzen welche Orientierungsunterschiede des Gitters von <15° trennen aufzuaddieren.

[0059] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

[0060] Zur Erprobung der Erfindung sind siebzehn Stahlschmelzen 1-17 erschmolzen worden, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist. Zudem zeigt Tabelle 1 das aus der Zusammensetzung ermittelte Kohlenstoffäquivalent C_äq.

[0061] Die Stahlschmelzen 1-17 sind für die nachfolgenden Versuche 1-17 zu Brammen vergossen worden. Die aus den Stahlschmelzen gegossenen Brammen sind auf eine Wiedererwärmungstemperatur von 1260-1300°C wiedererwärmt worden und anschließend in konventioneller Weise bei einer Warmwalzendtemperatur von 880-990°C jeweils zu einem Warmband mit einer Dicke von 2-3 mm warmgewalzt worden.

[0062] Die erhaltenen Warmbänder sind auf eine Haspeltemperatur von 525-585°C abgekühlt und bei dieser Haspeltemperatur zu einem Coil gehaspelt worden.

[0063] Nach der Abkühlung sind die Warmbänder in ebenso konventioneller Weise mit einem über das Kaltwalzen insgesamt erzielten Kaltwalzgrad von im Mittel 20-60 % zu kaltgewalzten Stahlbändern kaltgewalzt worden. Der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad KWG wird hier in der allgemein üblichen Weise nach der Formel KWG = 100 % * (dV-dN)/dV bestimmt, wobei mit dV die Dicke des Warmbands vor dem Kaltwalzen und mit dN die Dicke des erhaltenen Kaltbands nach dem Kaltwalzen bezeichnet ist. Anschließend haben die kaltgewalzten Stahlbänder eine im Durchlauf absolvierte Glühbehandlung bei einer Glühtemperatur von 816-916°C durchlaufen.

[0064] Die Abkühlung der Stahlbänder auf Raumtemperatur erfolgte in zwei Zwischenschritten. Im ersten Zwischenschritt wurden die Stahlbänder auf eine erste Abkühltemperatur T₁ mit 650°C ≤ T₁ ≤ 800°C abgekühlt und für eine erste Haltezeit t₁ mit 0s ≤ t₁ ≤ 20s auf der ersten Abkühltemperatur gehalten. Anschließend wurden die Stahlbänder auf eine zweite Abkühltemperatur T₂ abgekühlt wird für und eine zweite Haltezeit t₂ auf der zweiten Abkühltemperatur T₂ gehalten. Hierbei galt für zweite Abkühltemperatur T₂ und die zweite Haltezeit t₂:

[0065] Alle so erzeugten Stahlbänder wiesen ein Gefüge mit mehr als 10% Martensit und mehr als 60% Ferrit auf.

[0066] Jedes der in der voranstehend beschriebenen Weise in den Versuchen erhaltenen kaltgewalzten Stahlbänder ist daraufhin zunächst einem Nachwalzen mit einem Nachwalzgrad W_G2 unterzogen worden und anschließend einer zusätzlichen als Haubenglühung durchgeführten Anlassglühung, bei der es für mehr als 20 Minuten bei einer Temperatur T_G2 gehalten worden ist.

[0067] Nach der Anlassglühung sind für die erhaltenen Stahlbänder die Dehngrenze und die Zugfestigkeit R_m sowohl längs als auch quer zur Walzrichtung gemessen worden. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 aufgeführt. Aus diesen Messergebnissen wurden zudem der Produktionsindex PWG und die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃_m ermittelt.

[0068] Es zeigt sich, dass durch das erfindungsgemäß zusätzlich durchgeführte Nachwalzen mit anschließendem Anlassglühen durchweg eine sehr hohe Dehngrenze und eine sehr hohe Zugfestigkeit R_m erreicht wurde. Zugfestigkeit und Dehngrenze wurden nach DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) ermittelt. Lediglich die beiden nicht erfindungsgemäßen Beispiele 6 und 11, die mit 5 % einen geringen Walzgrad W_G2 haben, erreichen keine so hohen Festigkeitswerte.

[0069] Mit dieser Eigenschaftskombination sind erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlbänder optimal für die Herstellung von Bauteilen geeignet, die eine hohe Festigkeit aufweisen, aber nicht die für diese Festigkeit typische hochlegierte chemische Analyse aufweisen. Dadurch werden die damit verbundenen Probleme beim Schweißen und die Kosten der Legierungsbestandteile reduziert.

[0070] Die Figuren 1 und 2 zeigen beispielhaft für den Stahl aus dem vorbeschriebenen Beispiel Nr. 13 (siehe Tabelle 1) die Steigerung der Dehngrenze durch Nachwalzen ohne Anlassglühen (Figur 1) und durch Anlassglühen ohne vorheriges Nachwalzen (Figur 2). Aufgetragen ist jeweils die Differenz der Dehngrenze zwischen dem Zustand nach dem Nachwalzen bzw. Anlassglühen und dem Ausgangszustand. Dabei wurde die Dehngrenze in allen Fällen quer zur Walzrichtung ermittelt. Figur 1 zeigt diese Differenz als Funktion des Walzgrades. Figur 2 zeigt die Differenz als Funktion der Glühtemperatur beim Anlassglühen. Die Glühzeit betrug in jedem Fall 20 Minuten. Beide Figuren zeigen eine deutliche Steigerung der Dehngrenze durch die jeweilige Nachbehandlung. Durch das Anlassglühen bei 300°C, 400°C und 500°C (Figur 2) hatte der Stahl Nr. 13 eine ausgeprägte Streckgrenze ausgebildet, so dass als Dehngrenze R_el ermittelt und bei der Differenzbildung verwendet wurde. In allen anderen Fällen ergab sich bei der Messung keine ausgeprägte Streckgrenze, so dass als Dehngrenze der Wert R_p02 ermittelt und bei der weiteren Auswertung verwendet wurde.

[0071] Figur 5 zeigt für den Stahl Nr. 13 den synergetischen Effekt von Nachwalzen und Anlassglühen auf die Festigkeit. Aufgetragen ist die Differenz der Dehngrenze zwischen dem Zustand nach Nachwalzen und Anlassglühen und dem Zustand nach Nachwalzen ohne Anlassglühen. (Ein Walzgrad von 0% meint den Fall ohne Nachwalzen). Wären die beiden Effekte (Nachwalzen und Anlassglühen) auf die Festigkeit unabhängig voneinander, dürfte sich keine Abhängigkeit vom Walzgrad zeigen, da der Effekt des Walzens ja gerade subtrahiert wurde. Für alle drei Nachglühtemperaturen (200°C, 300°C und 400°C) müsste sich ein Verlauf parallel zur x-Achse ergeben. Stattdessen ist jedoch bei allen drei Nachglühtemperaturen ein Anstieg mit steigendem Walzgrad zu erkennen. Der Gesamteffekt geht also über die Summe der beiden Einzeleffekte hinaus. Beim Anlassglühen bei 300°C und 400°C ohne vorheriges Nachwalzen und beim Anlassglühen bei 300°C und 400°C mit vorherigem Nachwalzen mit einem Walzgrad von 10% hatte der Stahl Nr. 13 eine ausgeprägte Streckgrenze ausgebildet, so dass als Dehngrenze R_el ermittelt und bei der Auswertung verwendet wurde. Dies betrifft also die vier Datenpunkte oben links in Figur 3. In allen anderen Fällen ergab sich bei der Messung keine ausgeprägte Streckgrenze, so dass als Dehngrenze der Wert R_p02 ermittelt und bei der weiteren Auswertung verwendet wurde. Die Dehngrenze wurde auch hier in allen Fällen quer zur Walzrichtung ermittelt. Das gleiche Verhalten zeigt sich ebenfalls bei Messungen längs zur Walzrichtung.

[0072] Die Figuren 4 und 5 zeigen lichtmikroskopische Längsschliffe des Stahls Nr.13 nach Nitalätzung. Deutlich ist in beiden Figuren der hohe Ferritanteil von mehr als 60 Vol.-% zu erkennen. Figur 4 zeigt den Stahl im Ausgangszustand ohne Nachbehandlung. In Figur 5 ist dagegen der Stahl Nr. 13 nach einer Nachbehandlung zur Festigkeitssteigerung gemäß Tabelle 2 dargestellt, bei der der Stahl zunächst mit einem Walzgrad von 30% nachgewalzt und anschließend bei 300°C für mehr als 20 Minuten anlassgeglüht wurde. Die Walzrichtung liegt bei Figur 5 in der Zeichenebene und verläuft horizontal. In Figur 5 sind deutlich die leicht gestreckte Körner der Ferritphase zu erkennen.

[0073] Anhand der in den Figuren 4 und 5 dargestellten Längsschliffe wurden ebenfalls mit der EBSD-Methode die Summen der Korngrenzenlängen für Kleinwinkelkorngrenzen eines quadratischen Messfeldes von 50µm*50µm ermittelt. Dabei beträgt die Summe der Kleinwinkelkorngrenzen im Ausgangszustand (d.h. Figur 4) 4,27mm. Durch die Nachbehandlung vergrößert sich dieser Wert auf 23,04mm (Zustand gemäß Figur 5). Entsprechende Messungen ergeben für die nachbehandelte Stahlflachprodukte Nr. 16 und Nr. 17 gemäß der Tabellen 1 und 2 13,1mm (Nr. 16) und 17 mm (Nr. 17).

Ansprüche

1. Verfahren zum Herstellen eines zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes bei dem ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt bereitgestellt wird, wobei das bereitgestellte Stahlflachprodukt mit Hilfe der folgenden Arbeitsschritte erzeugt wird:

- Vergießen eines Stahls mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung in Gew.-% zu einer Bramme:

- C: 0,05-0,25 %,

- Si: 0,05-0,6 %,

- Mn: 1,0-3,0 %,

- AI: 0,02-1,5 %,

- N: weniger als 0,02 %,

- P: 0,005-0,2 %,

- S: weniger als 0,05 %

- einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:

- Cr: 0,2-1,5 %,

- Mo: 0,003-1,0 %,

- optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:

- B: weniger als 0,005 %

- Ti+Nb+15*B: 0,02-0,15 %

- sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:

- V: 0,0005-0,05 %

- Cu: 0,0001-0,5 %

- Ni: 0,002-0,2 %

- Ca: 0,0005-0,007 %

- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;

- Wiedererwärmen der Bramme auf eine 1200-1300°C betragende Wiedererwärmungstemperatur;

- Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur des Warmbands bei Beendigung des Warmwalzens 800-1000°C beträgt;

- Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur von 400-700 °C;

- Beizen des Warmbands;

- Kaltwalzen des Warmbands in einem oder mehreren Kaltwalzschritten zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad insgesamt 20-80 % beträgt;

- Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Durchlaufglühtemperatur von 700-950 °C;

- Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur;

dadurch gekennzeichnet, dass das bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt zur Festigkeitssteigerung nachbehandelt wird, wobei die folgenden Arbeitsschritte durchlaufen werden:

- Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes, wobei der über das Nachwalzen erzielte Walzgrad W_G2 insgesamt 8-40 % beträgt;

- Anlassglühen des nachgewalzten Stahlflachproduktes bei einer Nachglühtemperatur T_G2 von 100-400°C über eine Glühdauer von 0,2-25 Stunden.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffäquivalent C_äq aufweist mit

und der Produktionsindex PWG mit

zwischen 0,1 und 2,7 liegt, wobei:

T_G2: Nachglühtemperatur in der Einheit °C

W_G2: Walzgrad beim Nachwalzen in %

C_äq: Kohlenstoffäquivalent in %

K : Konstante mit dem Wert 10 °C

3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein aus mindestens zwei Phasen bestehendes Gefüge aufweist, das in Vol.-% mehr als 10 % angelassenen Martensit und mehr als 60% Ferrit enthält.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zwischen Nachwalzen und Anlassglühen beschichtet, insbesondere elektrolytisch beschichtet, wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur zwei Zwischenschritte aufweist, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem ersten Zwischenschritt auf eine erste Abkühltemperatur T₁ abgekühlt wird und eine erste Haltezeit t₁ auf der ersten Abkühltemperatur T₁ gehalten wird, und wobei kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem zweiten Zwischenschritt auf eine zweite Abkühltemperatur T₂ abgekühlt wird und eine zweite Haltezeit t₂ auf der zweiten Abkühltemperatur T₂ gehalten wird, wobei für die Abkühltemperaturen T₁, T₂ gilt:

und für die Haltezeiten t₁, t₂ gilt:

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das für die Härtung bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer metallischen Schutzbeschichtung versehen ist, die insbesondere durch Schmelztauchbeschichten aufgetragen wird.

7. Zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das

- aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht in Gew.-%

- C: 0,05-0,25 %,

- Si: 0,05-0,6 %,

- Mn: 1,0-3,0 %,

- AI: 0,02-1,5 %,

- N: weniger als 0,02 %,

- P: 0,005-0,2 %,

- S: weniger als 0,05 %

- einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:

- Cr: 0,2-1,5 %,

- Mo: 0,003-1,0 %,

- optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:

- B: weniger als 0,005 %

- Ti+Nb+15*B: 0,02-0,15 %

- sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:

- V: 0,0005-0,05 %

- Cu: 0,0001-0,5 %

- Ni: 0,002-0,2 %

- Ca: 0,0005-0,007 %

- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,

und

- eine Dehngrenze von mindestens 1000 MPa und eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 1100 MPa, ermittelt nach DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1), aufweist,

- wobei die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃_m mindestens 400 MPa beträgt, mit

wobei C, Si, Mn, Cr und Mo die jeweiligen Elementgehalte in Gewichtsprozent sind

- und wobei der Stahl ein mindestens aus zwei Phasen bestehendes Gefüge aufweist, das in Vol.-% mehr als 10% angelassenen Martensit und mehr als 60% Ferrit umfasst.

8. Zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffäquivalent C_äq aufweist mit

das im Bereich 0,3 % bis 1,3 % liegt.

9. Zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 7 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Korngrenzenlängen für Kleinwinkelkorngrenzen eines quadratischen Messfeldes von 50µm*50µm in einem Längsschliff größer ist als 10mm, bevorzugt größer 15mm, besonders bevorzugt größer 20mm.

Claims

1. Method for producing a cold-rolled flat steel product aftertreated for strength enhancement, wherein a cold-rolled flat steel product is provided, with the flat steel product provided being generated by means of the following operating steps:

- casting a steel having the composition as indicated below in % by weight to form a slab:

- C: 0.05 - 0.25%,

- Si: 0.05 - 0.6%,

- Mn: 1.0 - 3.0%,

- Al: 0.02 - 1.5%,

- N: less than 0.02%,

- P: 0.005 - 0.2%,

- S: less than 0.05%

- one or more elements from the group of "Cr, Mo", subject to the following provisos:

- Cr: 0.2 - 1.5%,

- Mo: 0.003 - 1.0%,

- optionally one or more elements from the group of "Ti, Nb, B", subject to the following provisos:

- B: less than 0.005%

- Ti + Nb + 15*B: 0.02 - 0.15%

- and optionally one or more elements from the group of "V, Cu, Ni, Ca", subject to the following provisos:

- V: 0.0005 - 0.05%

- Cu: 0.0001- 0.5%

- Ni: 0.002 - 0.2%

- Ca: 0.0005 - 0.007%

- balance: iron and unavoidable impurities;

- reheating the slab to a 1200 - 1300°C reheat temperature;

- hot-rolling the reheated slab to give a hot strip, with the final hot-rolling temperature of the hot strip at the end of hot-rolling being 800 - 1000°C;

- winding the hot strip at a winding temperature of 400 - 700°C;

- pickling the hot strip;

- cold-rolling the hot strip in one or more cold rolling steps to give a cold-rolled flat steel product, with the degree of cold-rolling achieved over the cold-rolling amounting in total to 20 - 80%;

- subjecting the cold-rolled flat steel product to continuous annealing at a continuous-annealing temperature of 700 - 950°C;

- cooling the cold-rolled flat steel product to room temperature;

characterized in that the provided cold-rolled flat steel product is aftertreated for strength enhancement, wherein the following operating steps are traversed:

- rerolling of the cold-rolled flat steel product, with the degree of rolling W_G2 achieved over the rerolling amounting in total to 8 - 40%;

- temper-annealing the rerolled flat steel product at a reannealing temperature T_G2 of 100 - 400°C over an annealing time of 0.2 - 25 hours.

2. Method according to Claim 1, characterized in that the steel has a carbon equivalent C_eq where

and the production index PWG where

is between 0.1 and 2.7, with:

T_G2: reannealing temperature in the unit °C

W_G2: degree of rolling on rerolling in %

C_eq: carbon equivalent in %

K: constant with a value of 10°C.

3. Method according to either of Claims 1 and 2, characterized in that the steel has a structure consisting of at least two phases and containing in % by volume more than 10% tempered martensite and more than 60% ferrite.

4. Method according to any of Claims 1 to 3, characterized in that the cold-rolled flat steel product is coated, more particularly coated electrolytically, between rerolling and temper-annealing.

5. Method according to any of Claims 1 to 4, characterized in that the cooling of the cold-rolled flat steel product to room temperature comprises two intermediate steps, with the cold-rolled flat steel product being cooled in the first intermediate step to a first cooling temperature T₁ and being held at the first cooling temperature T₁ for a first holding time t₁, and with cold-rolled flat steel product being cooled in the second intermediate step to a second cooling temperature T₂ and being held at the second cooling temperature T₂ for a second holding time t₂, with the cooling temperatures T₁, T₂ obeying the following conditions:

and with the holding times t₁, t₂ obeying the following conditions:

6. Method according to any of Claims 1 to 5, characterized in that the cold-rolled flat steel product provided for hardening bears a metallic protective coating which is applied in particular by melt dip coating.

7. Cold-rolled flat steel product aftertreated for strength enhancement and consisting of

- a steel having the composition as indicated below in % by weight:

- C: 0.05 - 0.25%,

- Si: 0.05 - 0.6%,

- Mn: 1.0 - 3.0%,

- Al: 0.02 - 1.5%,

- N: less than 0.02%,

- P: 0.005 - 0.2%,

- S: less than 0.05%

- one or more elements from the group of "Cr, Mo", subject to the following provisos:

- Cr: 0.2 - 1.5%,

- Mo: 0.003 - 1.0%,

- optionally one or more elements from the group of "Ti, Nb, B", subject to the following provisos:

- B: less than 0.005%

- Ti + Nb + 15*B: 0.02 - 0.15%

- and optionally one or more elements from the group of "V, Cu, Ni, Ca", subject to the following provisos:

- V: 0.0005 - 0.05%

- Cu: 0.0001- 0.5%

- Ni: 0.002 - 0.2%

- Ca: 0.0005 - 0.007%

- balance: iron and unavoidable impurities,

and having

- a yield point of at least 1000 MPa and a tensile strength R_m of at least 1100 MPa, determined according to DIN-EN ISO 6982-1, sample shape 2 (Annex B tab. B1),

- where the alloy-independent tensile strength R̃_m is at least 400 MPa, where

where C, Si, Mn, Cr and Mo are the respective element contents in per cent by weight,

- and where the steel has a structure consisting of at least two phases and comprising in % by volume more than 10% tempered martensite and more than 60% ferrite.

8. Cold-rolled flat steel product aftertreated for strength enhancement according to Claim 7, characterized in that the steel has a carbon equivalent C_eq where

which is in the 0.3% to 1.3% range.

9. Cold-rolled flat steel product aftertreated for strength enhancement according to either of Claims 7 and 8, characterized in that the sum total of the grain boundary lengths for small-angle grain boundaries in a square measuring field of 50 µm * 50 µm in a polished longitudinal section is greater than 10 mm, preferably greater than 15 mm, more preferably greater than 20 mm.

Revendications

1. Procédé de production d'un produit plat en acier laminé à froid qui a été soumis à un post-traitement pour augmenter la résistance, procédé dans lequel un produit plat en acier laminé à froid est fourni, le produit plat en acier fourni étant réalisé à l'aide des étapes de travail suivantes :

- couler sous la forme d'une brame un acier dont la composition en % en poids est la suivante :

- C : 0,05 à 0,25 %,

- Si : 0,05 à 0,6 %,

- Mn : 1,0 à 3,0 %,

- Al : 0,02 à 1,5 %,

- N : moins de 0,02 %,

- P : 0,005 à 0,2 %,

- S : moins de 0,05 %

- un ou plusieurs éléments du groupe « Cr, Mo » avec la condition suivante :

- Cr : 0,2 à 1,5 %,

- Mo : 0,005 à 1,0 %,

- éventuellement un ou plusieurs éléments du groupe « Ti, Nb, B » avec la condition suivante :

- B : moins de 0,005 %

- Ti+Nb+15*B : 0,02 à 0,15 %

- et éventuellement un ou plusieurs éléments du groupe « V, Cu, Ni, Ca » avec la condition suivante :

- V : 0,0005 à 0,05 %

- Cu : 0,0001 à 0,5 %

- Ni : 0,002 à 0,2 %

- Ca : 0,0005 à 0,007 %

- le reste étant du fer et des impuretés inévitables ;

- réchauffer la brame à une température de réchauffage de 1200 à 1300 °C ;

- laminer à chaud la brame réchauffée sous la forme d'une bande chaude, la température de fin de laminage à chaud de la bande à chaud à la fin du laminage à chaud étant de 800 à 1000 °C ;

- bobiner la bande chaude à une température de bobinage de 400 à 700 °C ;

- décaper la bande chaude ;

- laminer à froid la bande chaude dans une ou plusieurs étapes de laminage à froid pour former un produit plat en acier laminé à froid, le degré de laminage à froid obtenu par le laminage à froid étant de 20 à 80 % au total ;

- recuire en continu le produit plat en acier laminé à froid à une température de recuit continu de 700 à 950 °C ;

- refroidir le produit plat en acier laminé à froid à la température ambiante ;

caractérisé en ce que le produit plat en acier laminé à froid fourni est soumis à un post-traitement pour augmenter la résistance, les étapes de travail suivantes étant réalisées :

- effectuer un laminage de finition sur le produit plat en acier laminé à froid, le degré de laminage W_G2 atteint par le laminage de finition étant de 8 à 40 % au total ;

- recuire le produit plat en acier soumis à un laminage de finition à une température de recuit T_G2 de 100 à 400 °C sur une durée de recuit de 0,2 à 25 heures.

2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'acier a un équivalent carbone C_äq obtenu avec

et l'indice de production PWG obtenu avec

est compris entre 0,1 et 2,7:

T_G2 : température de recuit dans l'unité °C

W_G2 : degré de laminage lors du laminage de finition en %

C_äq : équivalent carbone en %

K : constante d'une valeur de 10 °C

3. Procédé selon l'une des revendications 1 à 2, caractérisé en ce que l'acier présente une structure à au moins deux phases qui contient en % en vol. plus de 10 % de martensite recuite et plus de 60 % de ferrite.

4. Procédé selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que le produit plat en acier laminé à froid est pourvu d'un revêtement, notamment par voie électrolytique, entre le laminage de finition et le recuit.

5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le refroidissement du produit plat en acier laminé à froid à la température ambiante comporte deux étapes intermédiaires, le produit plat en acier laminé à froid étant refroidi à la première température de refroidissement T₁ dans la première étape intermédiaire et un premier temps de maintien t₁ étant maintenu à la première température de refroidissement T₁, et le produit plat en acier laminé à froid étant refroidi à une deuxième température de refroidissement T₂ dans la deuxième étape intermédiaire et un deuxième temps de maintien t₂ étant maintenu à la deuxième température de refroidissement T₂, ce qui suit s'appliquant aux températures de refroidissement T₁, T₂ :

et ce qui suit s'appliquant aux temps de maintien t₁, t₂ :

6. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que le produit plat en acier laminé à froid prévu pour la trempe est pourvu d'un revêtement protecteur métallique qui est appliqué notamment par revêtement par immersion à chaud.

7. Produit plat en acier laminé à froid qui a été soumis à un post-traitement pour augmenter la résistance, lequel

- comprend un acier dont la composition en % en poids est la suivante :

- C : 0,05 à 0,25 %,

- Si : 0,05 à 0,6 %,

- Mn : 1,0à 3,0 %,

- Al : 0,02 à 1,5 %,

- N : moins de 0,02 %,

- P : 0,005 à 0,2 %,

- S : moins de 0,05 %

- un ou plusieurs éléments du groupe « Cr, Mo » avec la condition suivante :

- Cr : 0,2 à 1,5 %,

- Mo : 0,005 à 1,0 %,

- éventuellement un ou plusieurs éléments du groupe « Ti, Nb, B » avec la condition suivante :

- B : moins de 0,005 %

- Ti+Nb+15*B : 0,02 à 0,15 %

- et éventuellement un ou plusieurs éléments du groupe « V, Cu, Ni, Ca » avec la condition suivante :

- V : 0,0005 à 0,05 %

- Cu : 0,0001 à 0,5 %

- Ni : 0,002 à 0,2 %

- Ca : 0,0005 à 0,007 %

- le reste étant du fer et des impuretés inévitables ;

et

- présente une limite d'élasticité d'au moins 1000 MPa et une résistance à la traction R_m d'au moins 1100 MPa, déterminées selon DIN-EN ISO 6982-1, modèle d'essai 2 (Annexe B Tab. B1),

- la résistance à la traction R̃_m indépendante de l'alliage étant d'au moins 400 MPa, avec

C, Si, Mn, Cr et Mo étant les teneurs respectives en éléments en pourcentage en poids

- et l'acier ayant une structure qui comprend au moins deux phases et en % en volume plus de 10 % de martensite recuite et plus de 60 % de ferrite.

8. Produit plat en acier laminé à froid qui a été soumis à un post-traitement pour augmenter la résistance selon la revendication 7, caractérisé en ce que l'acier a un équivalent carbone C_äq avec

qui est de la gamme de 0,5 % à 1,3 %.

9. Produit plat en acier laminé à froid qui a été soumis à un post-traitement pour augmenter la résistance selon l'une des revendications 7 à 8, caractérisé en ce que la somme des longueurs de joint de grain pour des joints de grain aux petits angles d'une zone de mesure carrée de 50 µm*50 µm dans un polissage longitudinal est supérieure à 10 mm, de préférence supérieure à 15 mm, de manière particulièrement préférée supérieure à 20 mm.

Zeichnung