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Title:
HIGHER-STRENGTH, COLD-FORMABLE STEEL AND STEEL SHEET PRODUCT CONSISTING OF SUCH A STEEL
Document Type and Number:
WIPO Patent Application WO/2012/001163
Kind Code:
A2
Abstract:
The invention relates to a higher-strength, cold-formable steel and to a steel sheet product produced from such a steel, in which an optimal combination of weldability and a low tendency toward delayed cracking as well as good strength and hot- and cold-formability are assured. In order to achieve this, a steel according to the invention contains (in % by weight) C: 0,1-1,0%, Mn: 10-25%, Si: up to 0.5%, Al: 0.3-2%, Cr: 1.5-3.5%, S: <0.03%, P: <0.08%, N: <0.1%, Mo: <2%, B: <0.01%, Ni: <8%, Cu: <5%, Ca: up to 0.015%, at least one element from the "V, Nb" group provided that: Nb: 0.01-0.5%, V: 0.01-0.5% and optionally Ti: 0.01-0.5%, and remainder being iron and unavoidable manufacturing-related impurities.

Inventors:
BECKER, Jens-Ulrik (Zieglerstraße 26, Duisburg, 47058, DE)
GÖKLÜ, Sinasi (Königsteiner Straße 26b, Hattingen, 45529, DE)
HOFMANN, Harald (Am Schlosspark 13a, Dortmund, 44357, DE)
HÖCKLING, Christian (Gerhart-Hauptmann-Straße 101, Duisburg, 47058, DE)
SCHIRMER, Matthias (Lindenstraße 211, Düsseldorf, 40235, DE)
THOMAS, Ingo (Jahnstraße 53, Duisburg, 47119, DE)
Application Number:
EP2011/061154
Publication Date:
January 05, 2012
Filing Date:
July 01, 2011
Export Citation:
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Assignee:
THYSSENKRUPP STEEL EUROPE AG (Kaiser-Wilhelm-Str. 100, Duisburg, 47166, DE)
BECKER, Jens-Ulrik (Zieglerstraße 26, Duisburg, 47058, DE)
GÖKLÜ, Sinasi (Königsteiner Straße 26b, Hattingen, 45529, DE)
HOFMANN, Harald (Am Schlosspark 13a, Dortmund, 44357, DE)
HÖCKLING, Christian (Gerhart-Hauptmann-Straße 101, Duisburg, 47058, DE)
SCHIRMER, Matthias (Lindenstraße 211, Düsseldorf, 40235, DE)
THOMAS, Ingo (Jahnstraße 53, Duisburg, 47119, DE)
International Classes:
C22C38/04; C21D7/02; C21D9/50; C22C38/06; C22C38/24; C22C38/26
Domestic Patent References:
2009-07-09
2007-07-05
2009-07-09
2007-07-05
1993-07-08
2007-07-05
1995-10-05
1995-10-05
2009-07-09
Foreign References:
DE102004061284A12005-07-28
US5431753A1995-07-11
EP2090668A12009-08-19
DE10164610C12003-07-17
EP2090668A12009-08-19
Other References:
SAHU P ET AL: "Stability of austenite and quasi-adiabatic heating during high-strain-rate deformation of twinning-induced plasticity steels", SCRIPTA MATERIALIA, ELSEVIER, AMSTERDAM, NL LNKD- DOI:10.1016/J.SCRIPTAMAT.2009.09.010, Bd. 62, Nr. 1, 1. Januar 2010 (2010-01-01) , Seiten 5-8, XP026705974, ISSN: 1359-6462 [gefunden am 2009-09-11]
LYNCH ET AL: "Metal-induced embrittlement of materials", MATERIALS CHARACTERIZATION, ELSEVIER, NEW YORK, NY, US LNKD- DOI:10.1016/1044-5803(92)90017-C, Bd. 28, Nr. 3, 1. April 1992 (1992-04-01), Seiten 279-289, XP025997439, ISSN: 1044-5803 [gefunden am 1992-04-01]
Attorney, Agent or Firm:
SIMONS J. (Cohausz & Florack, Bleichstraße 14, Düsseldorf, 40211, DE)
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Claims:
P A T E N T A N S P R Ü C H E

1. Höherfester, kaltumformbarer Stahl mit (in Gew.-%)

C: 0,1 - 1, 0 %,

Mn : 10 - 25 Q.

Si: bis zu 0,5 %,

AI: 0,3 - 2 o

o

Cr: 1,5 ~ 3,5 % f

S: < 0, 03 o

° /

P: < 0, 08 0.

N: < 0,1 %

Mo: < 9 2o- ,

B: < 0,01 o

0 f

Ni: < 8 % ,

Cu: < ü o ,

Ca: bis zu 0, 015 Q,

mindestens ein Element aus der Gruppe "V,Nb" nach folgender Maßgabe:

Nb: 0,01 - 0,5 %,

V: 0,01 - 0,5 %

sowie optional

Ti: 0,01 - 0,5 %

und als Rest Eisen und unvermeidbare,

herstellungsbedingte Verunreinigungen .

2. Stahl nach Anspruch 1, d a d u r c h

g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein C-Gehalt 0,3 - 0,5 Gew.-% beträgt.

3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Mn-Gehalt 17 - 22 Gew.-% beträgt.

4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s er mindestens 0,2 Gew.-% Si enthält.

5. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Al-Gehalt 0,5 - 1,5 Gew.-%, insbesondere

0,5 - 1,3 Gew.-%, beträgt.

6. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Cr-Gehalt mindestens 1,7 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,8 Gew.-%, beträgt.

7. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Cr-Gehalt höchstens 2,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 2,2 Gew.-%, beträgt.

8. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein N-Gehalt 0,0030 - 0,0250 Gew.-% beträgt.

9. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Ni-Gehalt weniger als 5 Gew.-% beträgt.

10. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Cu-Gehalt weniger als 3 Gew.-% beträgt.

11. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Ca-Gehalt mindestens 0,0015 Gew.-% beträgt.

12. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,

d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s seine Zugfestigkeit mindestens 800 MPa beträgt.

13. Stahlflachprodukt hergestellt aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 12 beschaffenen Stahl.

14. Stahlflachprodukt nach Anspruch 13, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s es zum Schutz vor Oberflächenkorrosion mit einer metallischen Schutzbeschichtung beschichtet ist. Stahlflachprodukt nach Anspruch 14, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die

metallische Schutzbeschichtung durch

elektrolytisches Verzinken, durch Feuerverzinken, durch nachgeglühte oder galvanealed Beschichtungen, ZnNi-Beschichtungen oder durch Feueraluminieren gebildet ist.

Description:
HÖHERFESTER, KALTUMFORMBARER STAHL UND AUS EINEM SOLCHEN STAHL BESTEHENDES STAHLFLACHPRODUKT

Die Erfindung betrifft einen höherfesten, kaltumformbaren Stahl mit hohem Mangan-Gehalt, der eine gute Resistenz gegen eine durch Wasserstoff induzierte verzögerte

Rissbildung und eine besonders gute Schweißbarkeit besitzt. Darüber hinaus betrifft die Erfindung aus einem solchen Stahl hergestellte Stahlflachprodukte.

Die Wasserstoff-induzierte "verzögerte Rissbildung" wird durch von außen in den Stahlwerkstoff eindringenden

Wasserstoff verursacht. Dagegen spricht man von einer "Delayed Fracture", wenn das Versagen des Stahlwerkstoffs durch im Material erzeugungsbedingt vorliegenden

Wasserstoff verursacht wird.

Die eingangs genannte Eigenschaftskombination wird insbesondere von Stählen gefordert, die für die

Herstellung von Karosseriebauteilen für Kraftfahrzeuge verwendet werden. Gerade dort besteht die Forderung, dass die Bleche, aus denen die Bauteile gefertigt werden, bei einem optimal geringen Gewicht nicht nur gut verformbar sind, sondern auch eine ausreichende Festigkeit besitzen, um bei geringen Blechdicken einen effektiven Beitrag zur Stabilität der jeweiligen Karosserie zu leisten. Darüber hinaus muss bei für Karosseriebauteile und vergleichbare Anwendungen bestimmten Stählen

sichergestellt sein, dass sie gut schweißbar sind und insbesondere nicht zu einer durch die im Zuge des

Schweißens eintretenden Rissbildung im Bereich der jeweiligen Schweißstelle ( "Lotrissigkeit ") neigen .

Mit "Lotrissigkeit" ist eine Schwächung von Korngrenzen durch ein die Korngrenzen infiltrierendes Medium (z. B. Zink aus Beschichtung, Cu aus Schweißzusatzwerkstoff) bezeichnet, die aufgrund von Abkühlspannungen zu Rissen führen kann. So kann es beispielsweise beim Verschweißen von verzinkten Blechen dazu kommen, dass das als

Korrosionsschut zbeschichtung auf das Stahlblechsubstrat aufgetragene Zink in Folge der hohen Schweißtemperaturen aufschmilzt und an Korngrenzen in das Stahlblech eindringt. Bei der anschließenden Abkühlung treten an diesen Korngrenzen Spannungen auf, die interkristalline Risse verursachen können.

Schließlich dürfen für Karosseriebauteile eingesetzte Stähle trotz einer für die Formgebung des jeweiligen Bauteils gegebenenfalls erforderlichen mehrfachen

Kaltumformung auch nach einer langen Einsatzdauer unter den im praktischen Einsatz auftretenden Lasten nicht zur Bildung von Wasserstoff-induzierten Rissen, der so genannten "verzögerten Rissbildung", neigen, die gefährliche Folgen für die Festigkeit und Stabilität des Bauteils und der mit ihm hergestellten Karosserie nach sich ziehen könnte.

Es ist eine große Zahl von Versuchen bekannt, für den Karosseriebau und vergleichbare Anwendungsgebiete Stähle zur Verfügung zu stellen, die eine gute Verformbarkeit und mechanische Eigenschaften besitzen, die im Hinblick auf die beabsichtigte Verwendung optimiert sind.

Ein erstes Beispiel für einen solchen Leichtstahl ist in der WO 2007/075006 AI beschrieben. Der dort vorgestellte Stahl enthält neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,2 - 1,5 % C, 10- 25 % Mn, 0,01 - 3,0 % AI, 0,005 - 2,0 % Si, bis zu 0,03 % P, bis zu 0,03 % S und bis zu 0,040 % N sowie jeweils optional 0,1 - 2,0 % Cr, 0,0005 - 0,01 % Ca, 0,01 - 0,1 % Ti, 0,001 - 0,020 % B. Der derart legierte Stahl soll bei hoher Zähigkeit, hoher Festigkeit und verminderter Rissanfälligkeit eine optimale Verformbarkeit besitzen. Darüber hinaus soll er besonders gut mit einem vor Korrosion schützenden Überzug

beschichtbar sein.

Ein anderer Stahl, der eine optimierte Verformbarkeit, Festigkeit und Schweißbarkeit besitzen soll, ist aus der WO 93/13233 AI bekannt. Dieser Stahl enthält neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) bis zu 1,5 % C, 15 - 35 % Mn, 0,1 - 6,0 % AI, sowie jeweils optional bis zu 0,6 % Si, bis zu 5 % Cu, bis zu 1 % Nb, bis zu 0,5 % V, bis zu 0,5 Ti, bis zu 9 % Cr, weniger als 4,0 % Ni und weniger als 0,2 % N. Der optionalen Zugabe von bis zu 9 Gew.-% Cr wird in der WO 93/13233 AI eine austenit-stabilisierende und festigkeitssteigernde Wirkung zugeschrieben. Dieselbe Wirkung sollen Gehalte an Ni, Ti und V in dem bekannten Stahl haben. Bei den in der

WO 93/13233 AI als erfindungsgemäß angegebenen

Ausführungsbeispielen, die nennenswerte Cr-Gehalte in Kombination mit Gehalten an Nb, Ti oder V aufweisen, sind gleichzeitig jeweils hohe Al-Gehalte von mehr als 3 Gew.-% vorgesehen. AI wird in der WO 93/13233 AI in Gehalten von 0,1 - 6,0 Gew.-% als besonders wichtig in Bezug auf die Austenit-Stabilisierung, die Kaltverarbeitbarkeit und Pressverformbarkeit angesehen.

In der WO 2007/074994 AI ist ebenso ein Stahl für

Anwendungen im Bereich des Automobilbaus beschrieben, der eine hohe Zähigkeit und Festigkeit besitzen soll. Dieser Stahl enthält neben Eisen und unvermeidbaren

Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 - 1,5 % C, 5 - 35 % Mn, 0,01 - 3 % AI, sowie jeweils optional weniger als 3 % Si, weniger als 9 % Cr, weniger als 5 % Cu, weniger als 4 % Ni, weniger als 1 % Mo, weniger als 1 % Nb, weniger als 0,5 % V sowie weniger als 0,04 % N. Darüber hinaus können in dem Stahl ebenso optional Sn, Sb, As und Te in Gehalten von jeweils 0,005 - 0,05 %, B, La und Ce in Gehalten von jeweils 0,0005 - 0,040 %, Zr und Ti in Gehalten von jeweils 0,0005 - 0,1 % und Ca in Gehalten von 0,0005 - 0,03 % vorhanden sein. Durch die Anwesenheit von AI in Gehalten von 0,01 - 3,0 Gew.-% soll dabei die Zähigkeit des Stahls verbessert sein, indem AI den Ferrit-Anteil des Stahls stabilisert und die Entstehung von ε-martensit unterdrückt. Bis zu 3 Gew.-% Si kann in dem bekannten Stahl vorhanden sein, um die Zugfestigkeit des Stahls zu verbessern. Dabei ist der Si-Gehalt auf maximal 3 Gew.-% beschränkt, um Oberflächenfehler zu vermeiden und eine gute Schweißbarkeit zu gewährleisten. Cr kann in dem bekannten Stahl vorhanden sein, um die

Korrosionsbeständigkeit des Stahls zu verbessern und seine gute Verformbarkeit zu gewährleisten. Nb und V können in dem bekannten Stahl zur Optimierung der Festigkeit vorhanden sein. Keines der in der WO 2007/074994 AI vorgestellten Ausführungsbeispiele enthält jedoch Gehalte an Cr in Kombination mit nennenswerten Gehalten an AI, Nb oder V.

Aus der WO 95/26423 AI ist ebenfalls ein Stahl mit hohen Mn-Gehalten bekannt, der eine verbesserte Verarbeitbarkeit aufweisen soll. Dieser Stahl enthält neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) weniger als 1,5 % C, 15 - 35 % Mn, 0,1 - 6 % AI sowie mindestens eines der Elemente Si, Cu, Nb, V, Cr, Ni, N, B, Ti, Zr, La, Ce oder Ca mit der Maßgabe, dass der Si-Gehalt max. 0,6 %, der Cu-Gehalt max. 5 %, der Nb-Gehalt max. 1,0 %, der V- Gehalt max. 0,5 %, der Cr-Gehalt max. 9,0 %, der Ni-Gehalt max. 4,0 %, der N-Gehalt max. 0,2 % sowie der B-Gehalt 0,0005 - 0,04 %, der Ti- und Zr-Gehalt jeweils 0,0005 - 0,05 0%, der La- und Ce-Gehalt jeweils 0,005- 0,040 % und der Ca-Gehalt 0,0005 - 0,030 % beträgt. Die in der

WO 95/26423 beschriebenen Wirkungen der einzelnen

Legierungselemente entsprechen den Wirkungen, die in den voranstehend gewürdigten Dokumenten erläutert worden sind.

Aus der EP 2 090 668 AI ist ebenfalls eine

Legierungsvorschrift für einen Stahl bekannt, der

vergleichbar mit den voranstehend erläuterten Stählen neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.- %) 0,05 - 0,78 % C, 11 - 23 % Mn aufweist und jeweils bis zu 5 % AI und Cr, bis zu 2,5 % Ni, bis zu 5 % Si und bis zu 0,5 % V enthalten kann. Gemäß den in der

EP 2 090 668 AI angegebenen Ausführungsbeispielen wird dabei jeweils entweder ein hoher Al-Gehalt mit einem niedrigen Cr-Gehalt oder ein hoher Cr-Gehalt mit einem niedrigen Al-Gehalt kombiniert. Obwohl die

fest igkeitssteigernde Wirkung von V in der Beschreibung der EP 2 090 668 AI erwähnt ist, enthält zudem keines der Ausführungsbeispiele dieses oder ein anderes Mikrolegierungselement .

Schließlich ist in der WO 2009/084792 AI ein Stahl mit hohen Mn-Gehalten beschrieben, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,3 - 0,9 % C, 15 - 25 % Mn, 0,01 - 2,0 % Si, 0,01 - 4,0 % AI, bis zu 0,05 % S, bis zu 0,1 % P sowie mindestens ein Element der Gruppe Nb, V, Ti, W, Mo, Cr mit der Maßgabe enthält, dass der Nb-Gehalt weniger als 0,2 %, der V-Gehalt weniger als 0,5 %, der Ti-Gehalt weniger als 0,3 % und der W-, Mo- und Cr-Gehalt jeweils weniger als 1 % beträgt. Die Anwesenheit von Ti soll dabei die Schweißbarkeit dieses bekannten Stahls verbessern. Dagegen ist der Cr-Gehalt auf max. 1 % beschränkt, weil höhere Gehalte an Cr-Gehalte keine festigkeitssteigernde Wirkung haben sollen und somit nur zu einer Erhöhung der Legierungskosten führen würden.

Vor dem Hintergrund des voranstehend zusammengefassten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl und daraus hergestellte

Stahlflachprodukte anzugeben, bei denen eine optimale Kombination aus Schweißbarkeit und geringer Neigung zur verzögerten Bildung von Rissen bei guter Festigkeit, Warmund Kaltverformbarkeit gesichert ist.

In Bezug auf den Stahl ist diese Aufgabe erfindungsgemäß durchweinen gemäß Anspruch 1 zusammengesetzten Stahl gelöst worden.

In Bezug auf das Stahlflachprodukt besteht die

erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe in der Lehre von Anspruch 13. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.

Ein erfindungsgemäßer höherfester, kaltumformbarer Stahl enthält demnach neben Eisen und unvermeidbaren,

herstellungsbedingten Verunreinigungen (in Gew.-%)

0,1 - 1,0 % C, 10 - 25 % Mn, bis zu 0,5 % Si, 0,3 - 2 % AI, 1,5 - 3,5 % Cr, < 0,03 % S, < 0,08 % P, < 0,1 % N, < 2 % Mo, < 0,01 % B, < 8 % Ni, < 5 % Cu, bis zu 0,015 % Ca, und mindestens ein Element aus der Gruppe "V, Nb" mit der Maßgabe, dass der jeweilige Nb-Gehalt 0,01 - 0,5 % und der jeweilige V-Gehalt 0,01 - 0,5 % beträgt, sowie optional 0, 01 - 0,5 % Ti.

Erfindungsgemäßer Stahl und dementsprechend auch aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigte Flachprodukte, wie Stahlbleche oder -bänder, weisen ein austenitisches Gefüge auf und können TWIP- und TRIP-Eigenschaften besitzen.

Zur Stabilisierung des Austenitgefüges des

erfindungsgemäßen Stahls trägt sein C-Gehalt von

mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,3 Gew.-% bei. Auch können über den jeweiligen C-Gehalt des Stahls dessen TWIP- und TRIP-Eigenschaften gezielt beeinflusst werden, da Kohlenstoff die Stapelfehlerenergie erhöht. Des Weiteren wird durch die erfindungsgemäße Anwesenheit von C die Festigkeit erhöht, ohne dass es zu einem Verlust von Duktilität kommt. Bei C-Gehalten von mehr als 1 Gew.-% kann es jedoch zu einer Abnahme der Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls kommen. Daher ist sein C-Gehalt auf 0,1 - 1 Gew.-% beschränkt. Die angestrebte Wirkung des Kohlenstoffgehalts lässt sich in erfindungsgemäßem Stahl dann besonders sicher erzielen, wenn seine C-Gehalte auf einen Bereich von 0,1 - 0,5 Gew.-%, insbesondere 0,3 - 0,5 Gew.-% beschränkt sind.

Mangan bewirkt in erfindungsgemäßem Stahl in an sich bekannter Weise die geforderte hohe Festigkeit und eine höhere Stapelfehlerenergie. Über die Gehalte an Mn lassen sich dementsprechend die TRIP- oder TWIP-Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls einstellen. Darüber hinaus stellt die Anwesenheit hoher Gehalte an Mn sicher, dass der erfindungsgemäße Stahl das angestrebte austenitische

Gefüge aufweist. Indem der Mn-Gehalt mindestens 10 Gew.-% beträgt, wird diese Wirkung besonders sicher erreicht. Bei über 25 Gew.-% liegenden Mn-Gehalten tritt keine im

Hinblick auf die hier interessierenden Eigenschaften wesentliche Verbesserung mehr ein. Stattdessen besteht die Gefahr, dass bei höheren Mangan-Gehalten die maximale Zugfestigkeit zurückgeht.

Geringere Mn-Gehalte erweisen sich in Bezug auf die

Anfälligkeit gegenüber der verzögerten Rissbildung in Kombination mit den erfindungsgemäß vorgegebenen AI- und Si-Gehalten als besonders vorteilhaft. So führt

beispielsweise ein Mn-Gehalt von weniger als 23 Gew.-%, insbesondere bis zu 22 Gew.-%, zu einer deutlichen

Absenkung des Korrosionspotenzials und wirkt der

Wasserstoffaufnähme entgegen. Nach unten sind der

Absenkung des Mn-Gehalts durch eine damit einhergehende Verschlechterung der Herstellbarkeit des Stahls und seiner Verarbeitbarkeit Grenzen gesetzt. Deshalb ist in einem erfindungsgemäßen Stahl der Mn-Gehalt auf einen Bereich von 10 - 25 Gew.-%, insbesondere 17 - 25 Gew.-%,

beschränkt, wobei sich in einem Mn-Gehaltsbereich von bis zu 22 Gew.-% die erfindungsgemäß genutzten Effekte

besonders sicher einstellen.

AI und Si erhöhen in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten den Korrosionswiderstand und reduzieren die

Neigung zur verzögerten Rissbildung. Schweißversuche haben des Weiteren gezeigt, dass bei erfindungsgemäßen Stählen die Gefahr der Lot- und Heißrissigkeit gegenüber bekannten Legierungskonzepten dadurch abgesenkt ist, dass die Al- und/oder Si-Gehalte in den erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichen gehalten ist. So sind dadurch, dass

erfindungsgemäß der Gehalt an Aluminium auf 0,3 - 2 Gew.-% beschränkt ist und der Si-Gehalt max. 0,5 Gew.-% betragen darf, eine Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls gewährleistet, die der von hochmanganhaltigen Stählen mit höheren AI- und Si-Gehalten überlegen ist. Dabei sind die Gehalte an AI und Si so beschränkt, dass der bei hohen Gehalten an AI und Si andernfalls bestehenden Gefahr zu kleiner Arbeitsbereiche beim Widerstandspunktschweißen begegnet ist. Die durch die erfindungsgemäße Anwesenheit von Si und AI in Kombination erzielten Effekte lassen sich dann besonders sicher nutzen, wenn der Al-Gehalt 0,5 - 1,5 Gew.-%, insbesondere 0,5 - 1,3 Gew.-%, und der Si-Gehalt bei 0,2 - 0,5 Gew.-% liegt.

Eine besondere Bedeutung kommt bei einem erfindungsgemäßen Stahl der Anwesenheit von Cr in Gehalten von 1,5 - 3,5 Gew.-% zu. Durch Cr wird das Korrosionspotenzial auf einem niedrigen Niveau gehalten, so dass der erfindungsgemäße Stahl einen hohen Widerstand gegen verzögerte Rissbildung aufweist. Zusätzlich bildet Cr mit dem im Stahl

vorhandenen Kohlenstoff und Stickstoff Ausscheidungen, die durch die Anlagerung von Wasserstoff der verzögerten Rissbildung entgegenwirken. Zu diesem Zweck enthält ein erfindungsgemäßer Stahl bevorzugt einen Cr-Gehalt von mindestens 1,7 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,8 Gew.-%. Dabei ist die Obergrenze des Cr-Gehalts auf höchstens 2,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 2,2 Gew.-%, beschränkt. Durch die erfindungsgemäß vorgegebene Obergrenze der Cr- Gehalte ist einerseits sichergestellt, dass sich keine größeren Mengen an Cr-Karbiden bilden, die die

mechanischen Eigenschaften (Festigkeit-Bruchdehnungs- Relation) verschlechtern würden. Bei unterhalb der

erfindungsgemäß vorgegebenen Grenze liegenden Cr-Gehalten wirkt Cr andererseits nicht mehr reduzierend auf die

Neigung zur verzögerten Rissbildung.

Erfindungsgemäßer Stahl enthält mindestens eines der

Mikrolegierungselemente Vanadium und Niob, wodurch die Voraussetzungen für eine optimale Feinkörnigkeit des Gefüges von aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigten

Stahlflachprodukten (Blech, Band) geschaffen sind. V und Nb erlauben die Erzeugung eines superfeinkristallinen Gefüges mit einer hohen Dichte an V- bzw. Nb- Äusscheidungen (VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN) und einem großen Widerstand gegen Lotrissbildung. Die Größe der bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf diesem Wege erhaltenen Körner ist dabei deutlich feiner als bei den derzeit auf dem Markt befindlichen austenitischen hochmanganhaltigen Stählen. So kann für ein aus

erfindungsgemäßem Stahl kaltgewalztes Stahlflachprodukt (Blech, Band) eine Gefügefeinheit garantiert werden, die mindestens ASTM 13 entspricht, in der Regel feiner als ASTM 14 ist. Dabei konnte anhand von praktischen Versuchen gezeigt werden, dass die Feinkörnigkeit eines

erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes regelmäßig mindestens ASTM 14 entspricht, wobei in der überwiegenden Zahl der Fälle ein noch feineres Gefüge erhalten wird, das die Anforderung der ASTM 15 erfüllt.

Erfindungsgemäßer Stahl lässt sich jedoch nicht nur im kaltgewalzten Zustand weiterverarbeiten, sondern eignet sich auch für eine Weiterverarbeitung als warmgewalztes Stahlflachprodukt. Da die Dicke solcher Warmwalzprodukte (Blech, Band) in der Regel größer ist als die von

kaltgewalzten Stahlflachprodukten, schwächen Lotrisse, die im Bereich von Schweißstellen auftreten können,

warmgewalzte Stahlflachprodukte weniger stark als am

Kaltband. Entscheidend ist dabei das Verhältnis Risslänge zu Materialstärke. Deshalb ist es in vielen Fällen ausreichend, wenn bei einem warmgewalzten, ohne

zusätzliches Kaltwalzen der Weiterverarbeitung zu einem Bauteil zugeführten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt das Korn nicht so fein ist wie bei einem kaltgewalzten erfindungsgemäßen Blech oder Band. Die für

erfindungsgemäße Warmwalzprodukte ausreichende Korngröße ist daher mit ASTM 11 oder feiner vorgegeben, wobei sich selbstverständlich ein feineres, ASTM 12 oder mehr entsprechendes Gefüge einstellen lässt.

Das durch die erfindungsgemäße Legierung erzielte

besonders feine Gefüge ergibt die angestrebte optimale Kombination aus Schweißbarkeit und geringer Neigung zur verzögerten Bildung von Rissen bei guter Festigkeit, Warm ¬ und Kaltverformbarkeit. Das gilt in gleichem Maße für aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugtes Warm- und Kaltband.

Besonders hervorzuheben ist die lotrissigkeitsminimierende Wirkung des feinen Gefüges, welches sich in Folge der erfindungsgemäßen Zusammensetzung mit optimaler

Betriebssicherheit reproduzieren lässt.

Die positiven Effekte von Nb und V auf die Feinkörnigkeit des Gefüges eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahls können genutzt werden, wenn Vanadium oder Niob jeweils alleine oder in Kombination miteinander im

erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind.

Eine erste Variante des erfindungsgemäßen Stahls enthält dementsprechend mindestens 0,01 Gew.-% bis 0,5 Gew.-% Niob und allenfalls den Verunreinigungen zuzurechnende und somit legierungstechnisch unwirksame Spuren an Vanadium.

Eine zweite Variante der erfindungsgemäßen Legierung weist dagegen Gehalte an Nb auf, die allenfalls im Bereich der Verunreinigungen liegen, während die erfindungsgemäß vorgesehene Feinkörnigkeit des Gefüges durch mindestens 0,01 Gew.-% und höchstens 0,5 Gew.-% betragende Gehalte an Vanadium sichergestellt wird.

Bei einer dritten Variante der Erfindung sind Vanadium und Niob in Kombination im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, wobei die Gehalte an diesen Elementen in Summe jeweils mindestens 0,01 Gew.-% betragen, jedoch 0,5 Gew.-% nicht überschreiten .

Besonders sicher treten die durch die Anwesenheit von Nb und/oder V erfindungsgemäß erzielten Effekte dann ein, wenn die Summe der Gehalte an Nb und V in einem

erfindungsgemäß legierten Stahl 0,03 - 0,3 ' Gew.-% beträgt, insbesondere über 0,05 Gew.-% liegt. Titan bildet als Mikrolegierungselement in

erfindungsgemäßem Stahl ebenfalls Ausscheidungen, die zur Feinkörnigkeit beitragen und die mechanischen

Eigenschaften des Stahls positiv beeinflussen können.

Allerdings ist Titan in Bezug auf die Einstellung eines feinkörnigen Gefüges weniger wirksam als die

erfindungsgemäß für diesen Zweck zugegebenen

Legierungselemente Niob oder Vanadium. Eine die Wirkung dieser Elemente optimal unterstützende Wirkung von Titan in erfindungsgemäßem Stahl ergibt sich bei Ti-Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-%. Bei zu hohen Gehalten an Ti können sich grobe TiC-Partikel bilden, von denen beim Kaltwalzen und Kaltumformen von aus erfindungsgemäßem Stahl

gefertigten Flachprodukten Risse ausgehen können. Darüber hinaus können die TiC-Partikel beim Kaltwalzen und

Kaltumformen zerstört werden. Dabei entstehen zwischen den zerstörten Partikeln Kavitäten, die wiederum als

Startpunkt für Risse dienen können. Schließlich können oberflächennahe, grobe TiC-Partikel beim Kaltwalzen und Kaltumformen zu Fehlstellen an der Oberfläche führen.

Daher sieht die Erfindung vor, den Ti-Gehalt, sofern überhaupt vorhanden, unterhalb einer Obergrenze von 0,5 Gew.-% zu halten. Sollen erfindungsgemäße Stähle mit optimierten Eigenschaftskombinationen erzeugt werden, kann dies dadurch erreicht werden, dass der Ti-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf Werte reduziert wird, in denen Ti keine Wirkung mehr entfaltet und der noch vorhandene Ti-Gehalt den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist.

Die in erfindungsgemäßem Stahl gegebenenfalls vorhandenen Nb- und Ti-Gehalte führen schon beim Warmwalzen zu Nb- und Ti-Ausscheidungen und erhöhen so den Walzwiderstand beim Warm- und Kaltwalzen. Dies kann sich insbesondere beim Warmwalzen als ungünstig erweisen, da bereits die

erfindungsgemäß vorgeschriebenen vergleichbar hohen Al- und Si-Gehalte einen erhöhten Warmwalzwiderstand nach sich ziehen. Demgegenüber entstehen die feinen Vanadium- Ausscheidungen erst bei der Schlussglühung des fertig gewalzten Blechs und behindern daher das Warm- und

Kaltwalzen nicht. In Fällen, in denen es sich als

schwierig erweist, erfindungsgemäßen Stahl warm- oder kalt zuwalzen, kann es auch aus diesem Grund günstig sein, den Vanadium-Gehalt des Stahls in Relation zum Nb-Gehalt zu erhöhen bzw. zu Gunsten eines hohen Vanadium-Gehalts auf die Zugabe von Niob und/oder Titan zu verzichten.

Nb, V und Ti haben alle einen Einfluss auf die verzögerte Rissbildung. Wie an sich bekannt, bilden diese drei

Elemente Ausscheidungen, an denen der Wasserstoff

„getrappt" (d.h. festgehalten) und unschädlich gemacht wird .

Erst durch die erfindungsgemäße Zugabe von Nb und/oder V kann jedoch bei einem hoch-manganhaltigen Stahl ein sehr feinkörniges Gefüge (ASTM 13, insbesondere ASTM 14 und feiner) sicher erreicht werden.

Schwefel und Phosphor gelangen im Zuge des

Erschmelzungsprozesses unvermeidbar in den

erfindungsgemäßen Stahl, können jedoch zu einer

Versprödung an den Korngrenzen führen. Insbesondere im Hinblick auf eine ausreichende Warmverformbarkeit ist daher bei erfindungsgemäßem Stahl der S-Gehalt auf weniger als 0,03 Gew.-% und der P-Gehalt auf weniger als 0,08 Gew.-% beschränkt. Stickstoff in Gehalten von bis zu 0,1 Ge .-% ist zur

Bildung von Karbonitriden notwendig. Bei N-Mangel bilden sich C-reiche und N-arme Karbonitride . Der N-Gehalt sollte dennoch gering eingestellt werden. AI und N bilden

Ausscheidungen, die die mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Dehnwerte, deutlich verschlechtern können. Auch durch eine nachträgliche Wärmebehandlung können die A1N -Ausscheidungen nicht mehr aufgelöst werden. Aus diesem Grund ist der maximale Gehalt an

Stickstoff in erfindungsgemäßem Stahl auf weniger als 0,1 Gew.-% beschränkt, wobei sich eine optimale Wirkung des Stickstoffs in erfindungsgemäßem Stahl einstellt, wenn dessen N-Gehalt auf 0,0030 - 0,0250 Gew.-%, insbesondere 0,005 - 0,0170 Gew.-%, beschränkt ist.

Mo in wirksamen Gehalten unterhalb von 2 Gew.-% trägt ebenfalls zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und damit einhergehend zu einer weiteren Verminderung des Risikos der verzögerten Rissbildung bei. Mo bildet wie Cr zusätzlich mit dem im Stahl vorhandenen Kohlenstoff und Stickstoff Ausscheidungen, die durch die Anlagerung von Wasserstoff der verzögerten Rissbildung entgegenwirken.

Bor substituiert in seiner Wirkung auf die mechanischtechnologischen Eigenschaften das Legierungselement Mn. So ist festgestellt worden, dass ein Stahl mit einem Mn- Gehalt von 20 Gew.-% und 0,003 % Bor ein ähnliches

Eigenschaftsprofil aufweist wie ein Stahl, der 25 % Mn, jedoch kein B enthält. Daher erlaubt die Zugabe von bis zu 0,01 Gew.-% Bor zu einer erfindungsgemäßen Stahllegierung bei unverändert hohen Festigkeiten verminderte Mn-Gehalte, die im Hinblick auf die Vermeidung von verzögerter

Rissbildung und Lotrissigkeit günstig sind. Daneben wirken sich geringe Gehalte an Bor positiv auf die

Bandkantenqualität des aus einem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbands aus. Risse und Instabilitäten im

Bandkantenbereich, wie sie von AI- und Si-legierten hochmanganhaltigen Stählen bekannt sind, werden auf diese Weise unterdrückt.

Ni kann einem erfindungsgemäßen Stahl optional zugegeben werden. Nickel trägt zu einer hohen Bruchdehnung bei und steigert die Zähigkeit des Stahls. Bei erfindungsgemäßen Stählen ist dieser Effekt jedoch erschöpft, wenn der Stahl mehr als 8 Gew.-% Nickel enthält. Daher ist die Obergrenze der erfindungsgemäß optional zugegebenen Nickel-Gehalte auf 8 Gew.-%, insbesondere 5 Gew.-%, beschränkt.

Auch durch die Zugabe von Kupfer in unterhalb von

5 Gew.-%, insbesondere unterhalb von 3 Gew.-%, liegenden Gehalten kann die Härte eines erfindungsgemäßen Stahls durch die Bildung von Ausscheidungen gesteigert werden. Über 5 Gew.-% hinausgehende Gehalte an Cu können jedoch Oberflächenfehler verursachen, die beispielsweise aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigte Flachprodukte (Band, Blech) unbrauchbar machen können.

Im Ergebnis steht mit der Erfindung somit ein Stahl zur Verfügung, der nicht nur eine hohe Festigkeit von

mindestens 800 MPa und mehr besitzt, sondern bei dem auch ein großer Widerstand gegen verzögerte Rissbildung mit einem hohen Widerstand gegen "Lotrissigkeit " kombiniert sind .

Erfindungsgemäßer Stahl eignet sich hervorragend zur Verarbeitung zu Stahlflachprodukten, wie Stahlblechen oder Stahlbändern, die anschließend einer Warm- oder

Kaltverformung zu Bauteilen unterzogen werden sollen.

Um die erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte vor

Oberflächenkorrosion zu schützen, können diese mindestens auf ihrer im praktischen Einsatz einem korrosiven Angriff ausgesetzten Fläche mit einer metallischen

Schutzbeschichtung überzogen sein. Bei dieser

Schutzbeschichtung kann es sich in an sich bekannter Weise um eine AI- oder Zn-basierte Schicht handeln, die

beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken, durch Feuerverzinken, durch nachgeglühte oder galvanealed

Beschichtungen, ZnNi-Beschichtungen oder durch

Feueraluminieren auf das erfindungsgemäße Flachprodukt aufgebracht wird, wobei sich insbesondere durch das elektrolytische Verzinken gute Beschichtungsergebnisse erzielen lassen.

Erfindungsgemäß hergestellte Stahlflachprodukte zeichnen sich allgemein durch ein besonders hohes

Energieabsorptionsvermögen bei plötzlich auftretender Belastung aus .

Aufgrund ihres besonderen Eigenschaftsspektrums sind in erfindungsgemäßer Weise erzeugte Stahlflachprodukte besonders gut für die Herstellung von Karosseriebauteilen geeignet. Aufgrund seiner außergewöhnlich hohen Festigkeit und Dehnbarkeit ist erfindungsgemäß zusammengesetztes und erzeugtes Material besonders für tragende und crashrelevante Bauteile von Fahrzeugkarosserien geeignet. So lassen sich aus erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten Strukturbauteile herstellen, bei denen eine hohe Tragfähigkeit mit einem hohen Schutz und einem geringen Gewicht kombiniert sind.

Wegen ihres hohen Energieaufnahmevermögens eignen sich erfindungsgemäße Stahlflachprodukte auch für die

Herstellung von Panzerungen oder Teilen für den

Personenschutz. Insbesondere lassen sich aus

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten direkt am Körper getragene Elemente herstellen, die zum Schutz gegen

Beschuss oder vergleichbare impulsförmig auftretende

Angriffe dienen.

Aufgrund ihres verminderten Gewichts bei gleichzeitig guter Verformbarkeit und Festigkeit sind erfindungsgemäße Stahlflachprodukte darüber hinaus besonders zur

Verarbeitung zu Rädern für Fahrzeuge, insbesondere

Kraftfahrzeuge, geeignet.

Auch lassen sich aus erfindungsgemäß beschaffenen

Stahlflachprodukten Bauteile erzeugen, die im Bereich der Tieftemperaturtechnik eingesetzt werden. Das günstige Eigenschaftsspektrum erfindungsgemäß erzeugter

Kaltbandprodukte bleibt auch bei niedrigen, im Bereich der Kryotechnik üblichen Temperaturen erhalten.

Denkbar ist darüber hinaus eine Verwendung

erfindungsgemäßer Stahlbleche zur Herstellung von Rohren, die insbesondere für die Herstellung von hochfesten

Motorteilen, wie Nockenwellen oder Kolbenstangen, bestimmt sind .

Erfindungsgemäße Stahlfachprodukte können auf

unterschiedliche Weise hergestellt werden. Denkbar ist eine Herstellung über ein konventionelles

Konverterstahlwerk oder einen ELO-Ofen mit anschließendem Vergießen im Strangguss-, Bandgieß- oder DSC-Verfahren und einem auf das Vergießen folgenden, inline oder offline durchgeführten Warmwalzen. Die auf diesen Wegen erhaltenen Warmbänder können erforderlichenfalls in einer

Tandemstraße, einem Reversiergerüst oder einem Sendzimir- Gerüst zu Kaltband kaltgewalzt werden.

Eine Ca-Behandlung verbessert die Vergießbarkeit besonders bei hoch Al-haltigen erfindungsgemäßen Analysen. Ca bildet gemeinsam mit Tonerde (AI2O3) Calciumaluminate , die in die Schlacke aufgenommen werden und somit die Tonerde

unschädlich machen. Auf diese Weise wird der Gefahr entgegengewirkt, dass Tonerde zu Cloggings (Anlagerungen im Tauchrohr) führt, welche die Vergießbarkeit

beeinträchtigen. Dementsprechend sind in erfindungsgemäßem Stahl Ca-Gehalte von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,01 Gew.-% zugelassen, wobei die vorteilhaften Effekte der optional durchgeführten Ca-Behandlung sich

typischerweise in Ca-Gehalten von mindestens 0,0015 Gew.-% äußern .

Das aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugte Warmband kann optional gebeizt und ebenso optional in an sich bekannter Weise oberflächenbeschichtet werden. Eine gesonderte

Wärmebehandlung der Zinkschicht nach Aufbringen ist zusätzlich möglich.

Alternativ kann das Warmband im gebeizten Zustand

kaltgewalzt werden, durch einen im kontinuierlichen

Durchlauf absolvierten Glühprozess schlussgeglüht und anschließend optional oberflächenbeschichtet (Z, ZE, ZF, ZMg, ZN, ZA, AS, S, Dünnfilm, etc.) werden. Eine

gesonderte Wärmebehandlung nach Aufbringen der Zinkschicht ist auch hier zusätzlich möglich.

Erfindungsgemäßes Warmband oder Kaltband kann anschließend mit einer speziellen Beschichtung versehen werden, die einen Einsatz in Warm- oder Halbwarmumformverfahren ermöglicht .

Der hohe Widerstand erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte gegen verzögerte Rissbildung kann durch eine thermische Nachbehandlung weiter verbessert werden. Bei dieser

Nachbehandlung wird zinkbeschichtetes Material so

behandelt, dass ein Legieren der Zinkschicht mit dem

Grundwerkstoff einsetzt. So behandeltes Material zeigt verzögerte Rissbildung erst nach erheblich verlängerten Beobachtungszeiträumen oder sogar keinerlei Rissbildung mehr .

Eine typische Variante eines zur Herstellung von

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten geeigneten

Verfahrens umfasst die folgenden Arbeitsschritte:

- Aus einem erfindungsgemäß beschaffenen Stahl wird ein Vormaterial in Form von Brammen oder Dünnbrammen gegossen .

- Ist insbesondere bei der Verwendung von Brammen eine Wiedererwärmung vor dem nachfolgend durchgeführten Warmwalzen erforderlich, so sollte die

Wiedererwärmungstemperatur nicht unter 1100 °C liegen, insbesondere mehr als 1150 °C betragen. In solchen Fällen, in denen das Vormaterial in einem kontinuierlichen Arbeitsablauf nach dem Gießen direkt dem Warmwalzen zugeführt werden kann (z. B. in einer Gießwalzanlage, in der Dünnbrammen in kontinuierlich aufeinanderfolgenden Arbeitsschritten gegossen und zu Warmband verarbeitet werden) , kann dies auch ohne zwischengeschaltete Wiedererwärmung im Direkteinsatz unter Ausnutzung der Gießhitze erfolgen. Die

Stichabnahme während des Warmwalzens sollte pro Stich jeweils mindestens 10 % betragen, um unter

praxisgerechten Produktionsbedingungen ein warmgewalztes erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit optimaler

Beschaffenheit seines Gefüges zu erhalten.

- Nach dem erforderlichenfalls durchgeführten Erwärmen wird das Vormaterial bei einer mindestens 800 °C

betragenden Warmwalzendtemperatur zu einem Warmband warmgewalzt .

- Danach wird das erhaltene Warmband bei einer maximal 700 °C betragenden Haspeltemperatur zu einem Coil gewickelt .

Indem das Warmwalzen bei einer mindestens 800 °C

betragenden Temperatur beendet wird und bei vergleichbar niedrigen Temperaturen gehaspelt wird, wird die positive Wirkung des in erfindungsgemäßem Stahl vorhandenen

Kohlenstoffs und, sofern es anwesend ist, insbesondere des Bors im vollen Umfang genutzt. So bewirken Bor und

Kohlenstoff bei in diesem Bereich warmgewalzten Blechen höhere Zugfestigkeits- und Streckgrenzen-Werte bei nach wie vor akzeptablen Bruchdehnungswerten. Mit zunehmender Warmwalzendtemperatur nehmen Zugfestigkeit und

Streckgrenze des Warmbands ab, während die Dehnungswerte ansteigen. Durch Variation der Walzendtemperaturen im durch die Erfindung vorgegebenen Rahmen lassen sich so die gewünschten Eigenschaften des erhaltenen

Warmstahlflachproduktes gezielt und auf einfache Weise beeinflussen .

Im erfindungsgemäß erzeugten Warmband liegen die Gehalte an V zu mindestens 80 %, insbesondere 90 % und mehr, und an Nb zu mindestens 50 %, insbesondere 60 % und mehr, in gelöster Form vor. Die restlichen Gehalte an V oder Nb sind als Ausscheidungen vorhanden, wobei die Menge der in den Ausscheidungen gebundenen Gehalte an Nb und V

möglichst gering sein soll. Durch den hohen Anteil an gelöstem Nb oder V im Warmband lässt sich das angestrebte sehr feine Gefüge beim anschließenden Kaltwalzen und einer zusätzlich durchgeführten Glühbehandlung betriebssicher erzeugen. Der Ti-Gehalt liegt dagegen nach dem Warmwalzen zu 60 - 100 % als TiC-Ausscheidungen vor. Diese

Karbidausscheidungen behindern nicht nur das Kaltwalzen, sondern führen bei einer abschließenden Glühung auch zur Entstehung grober Ausscheidungen. Diese bilden bei der Umformung eines mit größeren Mengen an Ti legierten Stahls den Ursprung von Rissen, die das jeweilige Bauteil

unbrauchbar machen.

Besonders günstige mechanische Eigenschaften des

erfindungsgemäß erzeugten Warmbands, insbesondere hohe Streckgrenzen, ergeben sich dann, wenn besonders niedrige, insbesondere bis zur Raumtemperatur (ca. 20 °C) reichende Haspeltemperaturen eingestellt werden. Durch die

Beschränkung der Haspeltemperatur auf Werte von maximal 700 °C, insbesondere weniger als 700 °C, insbesondere weniger als 500 °C oder Raumtemperatur wird in an sich bekannter Weise das Risiko einer Korngrenzoxidation minimiert. Korngrenzoxidation kann Materialabplat zungen nach sich ziehen und als solche die Weiterverarbeitung erschweren oder sogar unmöglich machen.

Das nach dem Haspeln erhaltene Warmband kann unmittelbar zu einem Bauteil kalt- oder warmverformt werden.

Jedoch eignet sich erfindungsgemäßes Warmband insbesondere auch zur Weiterverarbeitung zu Kaltband. Dazu lässt sich das Warmband nach dem Haspeln und einer

erforderlichenfalls durchgeführten Oberflächenreinigung durch Beizen in an sich bekannter Weise zu Kaltband kaltwalzen. Bevorzugt liegt der bei einem solchen

Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad im Bereich von 30 % bis 75 %, um die optimierten Verformungs- und

Festigkeitseigenschaften des fertigen erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sicher zu erreichen.

An das Kaltwalzen kann sich eine Schlussglühung

anschließen, deren Glühtemperaturen bevorzugt maximal 880 °C betragen, insbesondere unter 800 °C liegen. Durch die Wahl der Glühtemperatur wird die Bildung eines besonders feinen Gefüges gesichert, dessen Feinkörnigkeit regelmäßig mindestens ASTM 14 und feiner entspricht. Die Erfindung nutzt hier, dass die erfindungsgemäß

vorgesehenen, im Warmband zum weitaus größten Teil noch im gelösten Zustand vorliegenden Gehalte an Nb und V bei der Schlussglühung feine Ausscheidungen bilden (VCN, NbCN usw.), die ein Kornwachstum beim abschließenden

Glühprozess weitgehend verhindern. Durch eine möglichst niedrige Glühtemperatur wird ein besonders feines Gefüge hergestellt. Nach der Schlussglühung weist das erhaltene Band die angestrebte Feinkörnigkeit des Gefüges

dementsprechend sicher auf. Die Schlussglühung kann dabei im Durchlauf in einem Durchlaufglühofen durchgeführt werden .

Nach dem Kaltwalzen und dem Schlussglühen kann das

erhaltene Kaltband noch einem Dressierwalzen unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und seine mechanischen Eigenschaften weiter zu verbessern.

Wie bereits erwähnt, kann das als Warm- oder Kaltband für die Weiterverformung zu einem Bauteil bereitgestellte, erfindungsgemäße Stahlflachprodukt zum Schutz vor

Oberflächenkorrosion mit einer metallischen Schutzschicht versehen werden. Dazu können im Fall, dass das

Stahlflachprodukt als Warmband unmittelbar zu einem

Bauteil verformt wird, das jeweils erhaltene Warmband oder das nach einem Kaltwalzen des Warmbands erhaltene Kaltband beispielsweise feueraluminiert, feuerverzinkt oder

elektrolytisch verzinkt werden.

Zuvor wird erforderlichenfalls eine Reinigung und

Vorbereitung der Bandoberfläche durch Beizen durchgeführt.

Soll das Stahlflachprodukt im blanken Zustand ausgeliefert werden, kann es an Stelle einer metallischen Beschichtung zum temporären Schutz vor Oberflächenkorrosion eingeölt werden .

In Tabelle 1 sind die Legierungen von acht

erfindungsgemäßen Stählen El - E8 sowie vierzehn

Vergleichsstählen VI - V14 angegeben. Aus den erfindungsgemäßen Stählen El - E8 und den

Vergleichsstählen Vi - V14 sind Gussblöcke hergestellt, jeweils auf eine Vorwärmtemperatur von ca. 1250 °C erwärmt und bei einer Warmwalzendtemperatur von ca. 950 °C zu jeweils einem ca. 3 mm dicken Warmband warmgewalzt worden.

Das jeweils erhaltene Warmband ist bei einer

Haspeltemperatur von ca. 20 °C (Raumtemperatur) zu einem Coil gehaspelt worden.

Nach dem Haspeln sind die Warmbänder mit einem

Kaltwalzgrad von jeweils ca. 66 % zu Kaltband mit einer Dicke von ca. 1 mm kaltgewalzt worden.

Die so erhaltenen Kaltbänder sind schließlich einer im kontinuierlichen Durchlauf durchgeführten Schlussglühung unterzogen worden, bei der sie über eine Dauer von ca. 140 s auf eine Temperatur G h erwärmt worden sind, die unterhalb von 890 °C lag. Die mechanischen Eigenschaften, die jeweils eingestellte Schlussglühtemperatur T G i üh sowie die Korngröße des Gefüges sind für die aus den

erfindungsgemäßen Stählen El - E8 und den

Vergleichsstählen Vi - V12 in Tabelle 2 angegeben.

Aus den Stahlflachprodukten sind Näpfchen mit einem

Ronden/Näpfchdurchmesser-Verhältnis ß = 2,0

(Ziehverhältnis) gezogen worden. Die Näpfchen sind einem Korrosionstest unterzogen worden, bei dem sie ohne

Korrosionsschut zbeschichtung einer 5 % NaCl-Lösung ausgesetzt worden sind. Die dabei bis zum ersten Einsetzen von verzögerter Rissbildung an einem Näpfchen von einem Kollektiv von vier Näpfchen vergangenen Tage sind in der Spalte "Näpfchenhaltezeit" der Tabelle 2 angegeben. Mit den aus den erfindungsgemäßen Stählen El - E8 und den Vergleichsstählen VI - V12 erzeugten Stahlblechproben sind anschließend Fügeversuche gemacht worden, bei denen sie gegen einen konventionellen, verzinkten Tiefziehstahl ("heterogene Schweißung") überlappend punktverschweißt worden sind. Der jeweils erzielte Arbeitsbereich,

angegeben in Kilo-Ampere kA, sowie die beobachtete maximale Risslänge im Bereich der Schweißzone sowie eine Beurteilung der Neigung zur Lotrissigkeit sind in Tabelle 2 ebenfalls angegeben.

Unter dem "Arbeitsbereich" einer Punktschweißung wird hier die Differenz zwischen der für die Erzeugung einer

Schweißlinse benötigten Mindeststromstärke Imin und der maximalen Stromstärke Imax verstanden, bei deren

Überschreiten die Gefahr besteht, dass Material des zu verschweißenden Substrats beim Schweißvorgang oberflächig wegspritzt (Arbeitsbereich A = Imax - Imin ) . Ein solches Wegspritzen soll vermieden werden, da es zu schlechteren Schweißverbindungen führt. Je kleiner der Arbeitsbereich, desto genauer muss der Schweißprozess geführt werden. Je größer der Arbeitsbereich, desto einfacher und

zuverlässiger lässt sich eine Schweißung unter den in der betrieblichen Praxis herrschenden Bedingungen herstellen. Um eine praxisgerechte Verarbeitung sicherzustellen, werden daher beispielsweise im Bereich der

Automobilherstellung für Stahlmaterialien, die verschweißt werden sollen, Arbeitsbereiche A mindestens 0,8 kA, insbesondere mindestens 1,0 kA, gefordert.

Zusätzlich ist unter Laborbedingungen die betriebliche Erzeugung einer erfindungsgemäßen Legierung E9 simuliert worden, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 19 % Mn, 0,4 % C, 1,4 % AI, Ö, 5 % Si, 2 % Cr und 0,12 % V enthielt. Die aus diesem Stahl erzeugten, kaltgewalzten und mit einer

Zinkbeschichtung versehenen Stahlblechproben sind einer Schlussglühung mit Schlussglühtemperaturen G iu h von weniger als 800 °C im Kontiglühprozess unterzogen worden. Nach dieser Schlussglühung hatten die Stahlblechproben ein Gefüge mit extrem feiner Korngröße. Sie zeigten einen extrem hohen Widerstand gegen eine durch Wasserstoffinduzierte Rissbildung im Napfchentest . Die

Stahlblechproben wiesen eine Streckgrenze Rp von 560 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 900 MPa, eine Bruchdehnung A von 45 % und einen n-Wert von 0,35 auf. Aus den

Stahlblechproben gezogene verzinkte Näpfchen (ß = 2,0) blieben in 5 % NaCl-Lösung über einen Zeitraum von drei Monaten rissfrei.

Anschließend ist ebenfalls unter Laborbedingungen eine erfindungsgemäße Legierung E10 erschmolzen worden, die wie die voranstehend beschriebene Legierung E9 neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 19 % Mn, 0,4 % C, 1,4 % AI, 0,45 % Si, 2 % Cr und 0,12 % V enthielt.

Zusätzlich wurden der Legierung E10 noch 0,003 Gew.-% Bor zugegeben. Es zeigte sich, dass die erhaltenen

Stahlblechproben bei gleicher Herstellroute vergleichbare Streckgrenzen, jedoch eine erhöhte Bruchdehnungen

aufwiesen .

In einem weiteren Versuch ist eine gemäß der Legierung E8 zusammengesetzte Stahlschmelze einer Ca-Behandlung unterzogen worden. Die Ca-Behandlung ergab eine gute Vergießbarkeit trotz der hohen Al-Gehalte und

Eigenschaften, die den Ca-freien Stählen entsprachen. Zum Nachweis dafür, dass der hohe Widerstand gegen

verzögerte Rissbildung bei aus einer erfindungsgemäßen Legierung bestehenden verzinkten Stahlflachprodukten durch eine thermische Nachbehandlung weiter verbessert werden kann, sind aus der erfindungsgemäßen Legierung E2

kaltgewalzte Stahlblechproben erzeugt worden, die mit einer Zinkbeschichtung versehen worden sind. Die Proben sind dann einer thermischen Nachbehandlung unterzogen worden, bei der das zinkbeschichtete Material so erwärmt worden ist, dass ein Legieren der Zinkschicht mit dem Grundwerkstoff einsetzte. Aus dem so behandelten Material gezogene Näpfchen zeigten eine deutlich verzögerte Rissbildung nach erheblich verlängerten Beobachtungszeiträumen bzw. eine Rissbildung blieb bei ihnen vollständig aus. Die Ergebnisse der

Untersuchungen sind in Tabelle 3 dargestellt.

Die Versuche haben ergeben, dass die deutliche Minimierung der Anfälligkeit für verzögerte Rissbildung dann erreicht wird, wenn die erfindungsgemäß zusammengesetzten und verzinkten Proben bei Temperaturen von 100 bis 450 °C über eine Dauer von 1 bis 200 Stunden, bevorzugt 24 - 48 h haubengeglüht oder in einer Durchlaufglühanlage bei

Temperaturen von 400 bis 600 °C für 1 bis 500 s,

insbesondere 5 - 300 s, wärmebehandelt werden.

Der Widerstand erfindungsgemäßer Stähle gegen

Lotrissigkeit beim Schweißen ist aufgrund der durch die Zugabe von V und/oder Nb erzielten sehr feinen

Mikrostruktur und der in den erfindungsgemäß vorgegebenen Grenzen erfolgenden Teilsubstitution von AI oder Si durch Cr gegenüber dem Stand der Technik deutlich verbessert. Bei den Schweißversuchen mit erfindungsgemäß

zusammengesetzten Stahlblechproben wurden keine makroskopischen Risse beim Widerstandspunktschweißen festgestellt .

Laborerzeugungen, Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen

Tabelle 1

) Näpfchen ß=2,0 in 5 % NaCl-Lösung unverzinkt

Tabelle 2

2 ) Versuche nach 180 Tagen abgebrochen Tabelle 3