Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit optimierter Schweißeignung und optimierten mechanischen Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone einer Verschweißung.

Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen warmgewalzten Stahlflachprodukts.

Als Stahlflachprodukte werden hier Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Somit sind, wenn nachfolgend von einem Stahlflachprodukt oder auch von einem„Blechprodukt“ die Rede ist, damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint, aus denen für die Herstellung von beispielsweise Fahrzeug-, Kran- oder

Infrastrukturbauteilen sowie Tragkonstruktionen oder Schilde im Über- oder Untertagebau, Zuschnitte oder Platinen abgeteilt werden.„Blechformteile“ oder „Blechbauteile“ sind aus derartigen Stahlflach- oder Blechprodukten hergestellt, wobei hier die Begriffe„Blechformteil“ und„Blechbauteil“ synonym verwendet werden. Als Infrastrukturbau wird hierbei die Herstellung von Bauwerken, Brücken, Schiffen und Flugzeugen verstanden. Fahrzeugbau bezieht sich hier insbesondere auf den Bau von Nutzfahrzeugen, Bussen und Anhängern.

Kranbau bezieht sich hier insbesondere auf den Bau von Mobilkranen, besonders auf den Bau von Kranauslegern. Wenn hier Angaben zu Legierungsgehalten gemacht werden, beziehen diese sich auf das Gewicht (Angabe in Gew.-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Wenn Elementgehalte in Formeln angegeben werden, ist hier ebenfalls der entsprechende Legierungsgehalt in Gew.-% gemeint, sofern nichts anderes angegeben. Angaben zu Gehalten von Gefügebestandteilen beziehen sich auf die im metallografischen Schliff betrachtete Fläche (Angabein Flächen-%), sofern nichts anderes angegeben ist.

Werden im vorliegenden Text Formeln oder Bedingungen genannt, in denen anhand von Gehalten bestimmter Legierungselemente Werte berechnet oder gebildet werden, so werden die betreffenden Gehalte an Legierungselementen jeweils in Gew.-% in diese Formeln oder Bedingungen eingesetzt, sofern nichts anderes angegeben ist.

Seit den 1980er Jahren werden sogenannte "HSLA-Stähle" (High Strength Low Alloy-Steels) für den Fahrzeug-, Kran- und Infrastrukturbau und viele weitere Anwendungen eingesetzt. HSLA-Stähle zeichnen sich durch eine Kombination aus hoher Festigkeit und Umformbarkeit bei relativ geringen

Legierungsgehalten aus. Ihre hohe Festigkeit erlangen sie durch die Zugabe von Mikrolegierurigselementen wie Titan, Niob oder Vanadium in Verbindung mit einem kontrollierten Walz- und Abkühlprozess. Durch ihren geringen Gehalt an Legierungselementen besitzen sie darüber hinaus eine hervorragende Schweißeignung und können unter geringen Kosten produziert werden.

Insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeug- und Mobilkranbaus hat das Bestreben zur Verringerung des Fahrzeuggewichtes in den vergangenen Jahrzehnten deutlich zugenommen. Dies ist insbesondere darauf

zurückzuführen, dass der Kraftstoffverbrauch aus ökonomischen und

ökologischen Gründen auf ein Minimum reduziert werden soll. Neben der Reduzierung des Fahrzeuggewichts steigen auch die Ansprüche an die

Tragfähigkeit von Fahrzeugkonstruktionen bei gleichzeitig möglichst großer Gestaltungsfreiheit. Um diesen Anforderungen gerecht zu werden, wurden seit Beginn der 1990er Jahre Baustähle mit zunehmend höheren Streckgrenzen von bis zu 1300 MPa und gleichzeitig guter Umformbarkeit entwickelt.

Für die Herstellung solcher hochfesten Stähle werden üblicherweise zunächst Blechtafeln gewalzt und in einem zusätzlichen Fertigungsschritt vergütet. Für diese Vergütung ist üblicherweise ein Wiedererwärmen erforderlich, auf das ein Abschrecken zur Einstellung einer geforderten Härte und nachgelagertes Anlassen folgt.

Der mit dieser Art der Vergütung verbundene Aufwand ist aufgrund der vielen dabei zu absolvierenden Arbeitsschritte erheblich. Eine effiziente Möglichkeit zur Reduzierung dieses Aufwands bietet das Abschrecken aus der Walzhitze heraus. Bei diesem auch als "Direkthärten" bezeichneten Arbeitsgang erfolgt eine rasche Abkühlung des jeweils zu verarbeitenden warmgewalzten

Stahlflachprodukts unmittelbar nach Verlassen des letzten Walzgerüsts der Warmwalzstrecke, in der das Stahlflachprodukt warmgewalzt worden ist. Wird dieser Fertigungsschritt mit einem vorgelagerten thermomechanischen

Warmwalzen verbunden, können hohe Festigkeiten in Kombination mit exzellenten Kerbschlagbiegezähigkeiten erzielt werden.

Da das thermomechanische Warmwalzen zu einem signifikanten

Festigkeitsanstieg im Vergleich zum konventionellen Warmwalzen führt, können für die gleiche Festigkeitsstufe geringere Legierungsgehalte als bei

konventionell warmgewalzten und vergüteten Stählen eingesetzt werden. Die durch thermomechanisches Walzen und Direkthärten erhaltenen

Stahlflachprodukte weisen daher typischerweise eine bessere Schweißeignung auf als konventionell erzeugte Stahlflachprodukte mit vergleichbaren

mechanischen Kennwerten, ohne dass dazu aufwändige Maßnahmen erforderlich sind. Aufgrund ihrer besonderen Schweißeignung werden thermomechanisch gewalzte und direktgehärtete Stahlflachprodukte insbesondere für

hochbelastete Schweißkonstruktionen verwendet. Bei solchen Konstruktionen sind die mechanisch-technologischen Eigenschaften der in den Schweißnähten aufeinander treffenden Stahlflachprodukte von besonderer Bedeutung. So müssen die durch die Schweißnaht miteinander verbundenen

Stahlflachprodukte auch im Bereich der die Schweißnaht umgebenden

Wärmeeinflusszone, die der beim Schweißen eingebrachten Wärme ausgesetzt war, optimierte Eigenschaften besitzen.

Aus der EP 2 729 590 B1 geht in diesem Zusammenhang hervor, dass durch eine maßgeschneiderte Kombination aus chemischer Zusammensetzung und Erzeugungsparametern ein Stahlflachprodukt hergestellt werden kann, welches einen hervorragenden Widerstand gegen eine Erweichung in Folge der in der Wärmeeinflusszone in das Stahlflachprodukt eingetragenen Wärme bietet. Diese Eigenschaft wird dabei durch legierungstechnische Maßnahmen erreicht, welche bewirken, dass nach dem Warmwalzen und Direkthärten des

Stahlflachprodukts noch ein großer Gehalt an Mikrolegierungselementen gelöst im Stahl vorliegt. Während und nach einem späteren Schweißprozess stehen diese bis dahin gelösten Mikrolegierungselemente zur durch den Wärmeeintrag beim Schweißen initiierten Bildung von Ausscheidungen in der

Wärmeeinflusszone zur Verfügung, welche eine deutliche

Ausscheidungsverfestigung bewirken und so die Erweichung und dem damit einhergehenden Festigkeitsverlust in der Wärmeeinflusszone entgegenwirken. Dabei wird in der EP 2 729 590 B1 hervorgehoben, dass es für die Herstellung der hochfesten thermomechanisch-gewalzten und direktgehärteten

Stahlflachprodukte sehr wichtig sei, die härtbarkeitssteigernde Wirkung des Bors zu nutzen. Da diese Wirkung nur bei gelöst vorliegendem Bor entfaltet werden kann und Bor eine hohe Affinität zu Stickstoff besitzt, muss die Bildung von Bornitriden (BN) verhindert werden. Zu diesem Zweck sieht die EP 2 729 590 B1 die Zugabe von Titan zur Legierung des Stahlflachprodukts vor, welches den freien Stickstoff zu TiN abbinden soll, bevor er eine Verbindung mit dem im Stahl des Stahlflachprodukts gleichzeitig vorhandenen Bor eingeht.

Allerdings besteht bei diesem Konzept das Risiko, dass es in Folge der

Titannitrid-Bildung zu einer Verringerung der Kerbschlagbiegezähigkeit führen kann, da sich Titannitride häufig als grobe, eckige Ausscheidungen darstellen. Um dieses Risiko zu vermeiden, ist vorgeschlagen worden, an Stelle oder ergänzend zu der Zugabe von Titan der Legierung des jeweiligen

Stahlflachprodukts Aluminium zuzugeben, um durch Bildung von AIN den freien Stickstoff zu binden. Beispielsweise im Fachbuch Tamüra et al.

"Thermomechanical Processing of High Strength Low Alloy Steels", Butterworth & Co. Ltd., 1988, eBook ISBN: 978148316, ist jedoch erläutert, dass Aluminium bei der Abbindung von Stickstoff eine deutlich geringe Wirkung entfaltet als Titan.

Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der

EP 2 907 886 A1 ein hochfestes warmgewalztes Stahlblech bekannt, das in Massen-% C: 0,01 % bis 0,2%, Si: 0% bis 2,5%, Mn: 0% bis 4,0%, AI: 0% bis 2,0%, N: 0% bis 0,01 %, Cu: 0% bis 2,0%, Ni: 0% bis 2,0%, Mo: 0% bis 1 ,0%, V: 0% bis 0,3%, Cr: 0% bis 2,0%, Mg: 0% bis 0,01 %, Ca: 0% bis 0,01%, REM: 0% bis 0,1%, B: 0% bis 0,01%, P: £ 0,10%, S: £ 0,03%, 0: £ 0,01%, eines oder beide von Ti und Nb: 0,01% bis 0,30% insgesamt, und als Rest Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht. Das Stahlblech hat ein Gefüge, bei dem ein Gesamtvolumenanteil von getempertem Martensit oder niedrigerem Bainit 90% oder mehr beträgt, dessen Versetzungsdichte ³ 5 x 10 ¹³ m ^-2 und £ 1 x 10 ¹⁶ m ^-2 , und in dem mindestens 1 x 10 ⁶ Carbide auf Eisenbasis pro mm ² enthalten sind. Dabei werden bei entsprechend zusammengesetzten

Stahlblechen durchweg hohe Si-Gehalte mit Al-Gehalten von weniger als 0,05 Masse-% kombiniert. Gleichzeitig sind die Gehalte an Ti und N so aufeinander abgestimmt, dass der Ti-Gehalt regelmäßig um mehr als das Sechsfache größer ist als der N-Gehalt. Ziel der Zugabe von Ti ist dabei die Bildung von TiN, welches die Ausprägung eines feinen Gefüges begünstigen soll.

Ebenso ist aus der JP 2018-188675 A ein hochfestes warmgewalztes

Stahlblech mit hoher Zähigkeit, guten Stanzeigenschaften und guter

Stanzbiegeermüdungsfestigkeit bekannt, das aus, in Masse-%, C: 0,05 bis 0,14%, Si: 0,01 bis 1 ,0%, Mn: 0,50 bis 2,0%, P: £ 0,025 %, S: £ 0,005 %, AI: 0,005 bis 0,10%, N: 0,002 bis 0,006%, Nb: 0,001 bis 0,05%, Ti: 0,001 bis 0,05%, Cr: 0,01 bis 1,0%, B: 0,0005 bis 0,0050 % und als Rest aus Fe und. unvermeidlichen Verunreinigungen besteht. Das Gefüge des Stahlblechs weist eine Haüptphase auf, die aus mindestens einer Martensitphase und einer getemperten Martensitphase besteht und mindestens 95 Flächen-% einnimmt. Im Gefüge liegt zudem Zementit mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von £ 0,5 mm vor, wobei der Gehalt an Zementit im Gefüge 0,01 bis 0,08 Massen-% beträgt. Auch in den nach diesem Stand der Technik erzeugten Stahlblechen sind jeweils Al-Gehalte von weniger als 0,05 Masse-% vorgesehen, um zu vermeiden, dass AI die Schweißbarkeit des Materials herabsetzt.

Schließlich ist aus der EP 2 130 938 A1 ein warmgewalztes Stahlblech bekannt, das aus, in Massen-%, C: 0,01 bis 0,1 %, Si: 0,01 bis 0,1 %, Mn: 0,1 bis 3 %, P: nicht mehr als 0,1 %, S: £ 0,03 %, AI : 0,001 bis 1 %, N: £ 0,01 %, Nb: 0,005 bis 0,08 % und Ti: 0,001 bis 0,2 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei die Gehalte an Nb und C die Bedingung

[Nb] x [C] £ 4,34 x 10 ^{- 3} erfüllen sollen und eine Korngrenzendichte des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffgehaltes nicht weniger als 1 Atom/nm ² und nicht mehr als 4,5 Atome/nm ² beträgt. Gleichzeitig soll die Korngröße der Zementitkömer an den Komgrenzen nicht mehr als 1 mm betragen. Auch die gemäß diesem Stand der Technik erzeugten warmgewalzten Stahlbleche weisen jeweils geringe Al-Gehalte von bevorzugt höchstens 0,04 Masse-% auf, um AI einerseits für die Desoxidation bei der Stahlerzeugung nutzen zu können, andererseits aber eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs zu vermeiden. Gleichzeitig sind bei diesem Stand der Technik im Verhältnis zu N ebenfalls hohe Ti-Gehalte vorgesehen, um die Bildung von Ti- Karbiden zu begünstigen, die zur Festigkeit des Stahls beitragen sollen.

Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, ein Stahlflachprodukt zu nennen, das eine optimierte Schweißeignung aufweist und nach einer Verschweißung im Bereich der Wärmeeinflusszone dieser Verschweißung ein Eigehschaftsprofil besitzt, das höchsten Anforderungen genügt.

Ein diese Aufgabe lösendes Stahlflachprodukt weist mindestens die in

Anspruch 1 angegebenen Merkmale auf.

Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen

Stahlflachprodukts angegeben werden.

Ein diese Aufgabe lösendes Verfahren umfasst mindestens die in Anspruch 12 angegebenen Verfahrensschritte, wobei es sich von selbst versteht, dass der Fachmann die im Anspruch 12 nicht genannten, im Stand der Technik jedoch bei der Erzeugung und Prozessierung von warmgewalzten Stahlflachprodukten regelmäßig durchgeführten Arbeitsschritte selbstständig ergänzt, wenn sich hierzu die Notwendigkeit ergibt.

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

Die Erfindung stellt hiermit ein Stahlflachprodukt zur Verfügung, dessen

Legierung und Herstellungsverfahren so maßgeschneidert ist, dass ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt dem in der Praxis an derartige

Stahlflachprodukte gestellten, oben erläuterten Anforderungsprofil optimal genügt. In diesem Sinne besteht ein erfindungsgemäßes warmgewalztes

Stahlflachprodukt mit optimierter Schweißeignung und optimierten

Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone einer Verschweißung aus (in Gew.-%) 0,03 - 0,3 % C, 0,4 - 3 % Mn, 0,05 - 0,2 % AI, 0,005 - 0,1 % Nb,

0,0005 - 0,005 % B, optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe, dass die

Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an Mo die Bedingung

0,1 % £ %Cr + (3 x %Mo) £ 3 % erfüllen, optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Ti an Ti und %N an N die Bedingung %Ti / %N £ 5 erfüllen sowie ebenfalls jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM", wobei für die Gehalte an diesen Elementen, soweit vorhanden, gilt: Si: 0,01 - 0,5 %, Ni: 0,1 - 1 ,5 %, Cu: 0,1 - 1 ,5 %, V: 0,005 - 0,10 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, REM: 0,001 - 0,050 %, und als aus Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,01 % N, bis zu 0,010 % S, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,01 % O, bis zu 0,0004 % H, bis zu 0,2 % W, bis zu 0,05 % As, bis zu 0,05 % Sn und bis zu 0,2 % Co zugerechnet sind.

Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt liegt im warmgewalzten und gehärteten oder vergüteten Zustand vor und weist dabei typischerweise eine Dicke von 1 ,5 - 25 mm, insbesondere von bis zu 20 mm, auf. Aufgrund des angestrebten Einsatzgebietes werden für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte insbesondere Dicken von mindestens 2,0 mm vorgesehen, wobei zur Erhöhung des Widerstandes gegen Knicken auch Blechdicken von mindestens 3,0 mm gewählt werden. Dabei lassen sich die Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte und das darauf gründende Leichtbaupotenzial bei Dicken von maximal 15 mm besonders effektiv ausschöpfen.

Die im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 ermittelte Streckgrenze Re eines erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts beträgt mindestens 680 MPa. Wenn im vorliegenden Text von der "Streckgrenze R _e " die Rede ist, ist hiermit im Falle einer ausgeprägten Streckgrenze die obere Streckgrenze ReH gemeint, im Falle einer nicht ausgeprägten Streckgrenze die 0,2 %- Dehngrenze R _p0,2 .

Im Hinblick auf die Optimierung des Leichtbaupotenzials erweist es sich dabei als besonders vorteilhaft, dass sich das Gefüge eines erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlflachprodukts so einstellen lässt, dass seine Streckgrenze Re mindestens 890 MPa beträgt.

Die ebenfalls im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 ermittelte Zugfestigkeit R _m eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt typischerweise 700 - 1700 MPa. Dabei lässt sich eine hohe Bauteilsicherheit dadurch sicher gewährleisten, dass die Zugfestigkeit erfindungsgemäßer Bleche regelmäßig mindestens 930 MPa beträgt. Gleichzeitig erweist es sich im Hinblick auf die Zähigkeit erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte als günstig, dass die

Zugfestigkeit regelmäßig höchstens bis zu 1550 MPa beträgt.

Dementsprechend ergibt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt das Streckgrenzenverhältnis R _e /R _m mindestens 0,75. Starke Verfestigung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte und damit einhergehende hohe

Umforfnkräfte werden hierbei dadurch vermieden, dass sich bei

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten regelmäßig Streckgrenzenverhältnisse R _e /R _m von mindestens 0,80 einstellen.

Die an einer gemäß DIN EN ISO 6892, Proportionalprobe, ermittelte

Bruchdehnung A liegt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bei 5 - 25 %. Dabei ergibt sich in der Praxis eine gute Umformbarkeit dadurch, dass die Bruchdehnung A erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte regelmäßig mindestens 8 % beträgt.

Die Kerbschlagzähigkeit (Charpy-V nach DIN EN ISO 148-1 ) eines

erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes beträgt bei einer Prüftemperatur von -20 °C mindestens 50 J/cm ² und bei einer Prüftemperatur von -40 °C mindestens 35 J/cm ² .

Die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lassen sich durch eine gezielte Einstellung des Gefüges gezielt einstellen. Im Fall, dass die Streckgrenze Re eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weniger als 890 MPa beträgt, besteht das Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zum überwiegenden Teil, d.h. zu mindestens 50 Flächen-% aus Bainit oder bainitischem Ferrit, wobei der Bainit-Anteil des Gefüges auch bis zu 100 Flächen-% betragen kann, das Gefüge in diesem Fall also rein bainitisch ist. Die Bezeichnung„Bainit“ oder„bainitisch“ schließt dabei hier stets Gefügebestandteile des bainitischen Ferrits und des versetzungsreichen Ferrits mit ein. Bei Bainit-Anteilen von weniger als 100 Flächen-% wird der Rest des Gefüges durch bis zu 50 Flächen-% Ferrit und, sofern die Summe aus Bainit- und Ferrit-Anteil weniger als 100 Flächen-% beträgt, durch Martensit

eingenommen, wobei der Martensit-Anteil am Gefüge in jedem Fall auf höchstens 10 Flächen-%, bevorzugt auf höchstens 5 Flächen-% beschränkt ist.

Im Fall, dass die Streckgrenze R _e mindestens 890 MPa beträgt, überwiegt dagegen der Anteil an Martensit, zu dem auch angelassener Martensit gehören kann, im Gefüge. Der Martensit-Anteil des Gefüges beträgt in diesem Fall mindestens 50 Flächen-% wobei der Martensit-Anteil auch bis zu 100 Flächen- % betragen kann, dann also ein vollständig martensitisches Gefüge vorliegt. Bei Martensit-Anteilen von weniger als 100 Flächen-% wird der jeweilige Rest des Gefüges durch Bainit bzw. bainitischem Ferrit und, sofern vorhanden, Ferrit eingenommen, dessen Anteil am Gefüge jedoch ebenfalls auf maximal

10 Flächen-%, bevorzugt auf maximal 5 Flächen-%, beschränkt ist. Zur

Erzielung hoher Festigkeiten bei gleichzeitig geringer Kantenrissempfindlichkeit werden insbesondere Gefüge mit einem Martensitanteil von mindestens

80 Flächen-%, insbesondere mindestens 90 Flächen-% oder mindestens 95 Flächen-%, eingestellt. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt eine gute Anlassbeständigkeit und zeichnet sich durch eine hervorragende Kerbschlagzähigkeit in der

Wärmeeinflusszone von Schweißnähten aus. Därüber hinaus ist ein

erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt aufgrund seiner guten Verformbarkeit hervorragend geeignet zum Abkanten und besitzt aufgrund der hohen

Oberflächenhärte eine gute Verschleißbeständigkeit.

Durch die bei einem erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukt verwirklichte Kombination von hohen Festigkeiten und guten

Bruchdehnungswerten bei gleichzeitig hohen Kerbschlagzähigkeiten, insbesondere der deutlich verbesserten Kerbschlagzähigkeiten in der

Wärmeeinflusszone von Schweißnähten, ist das erfindungsgemäße

Stahlflachprodukt besonders für den Einsatz in Schweißkonstruktionen für Kranausleger im Teleskopkranbau, im Fahrzeugbau, im Ihfrastrukturbau und für im Über- oder Untertagebergbau eingesetzte Gerätschaften, wie

Tragkonstruktionen von Schilden und desgleichen, geeignet.

Auch kann durch den Einsatz von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten beim Bau von Nutzfahrzeugen, wie Sattelaufliegern, auch "Trailer" genannt, für Sattelzüge oder Anhängern für Lastkraftwagen, bei der Fertigung von

Fahrwerksteilen und bei der Herstellung von Fahrzeugrädern eine deutliche Gewichtsersparnis erzielt werden. Diese Vorteile lassen sich genauso beim Bau von Schienenfahrzeugen oder im Schiffbau nutzen.

Ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt kann zur

Weiterverarbeitung im ungeheizten, gebeizten oder gestrahlten Zustand bereitgestellt werden. Zum Schutz vor korrosiven Angriffen kann es mit einer metallischen Schutzschicht belegt sein, wobei sich hierzu besonders die aus dem Stand der Technik bekannten Schutzschichten auf Zink-Basis eignen. Solche Zn-basierten Überzüge lassen sich insbesondere durch elektrolytische Verzinkung in praxisgerechterWeise auf ein erfindungsgemäßes

Stahlflachprodukt aufbringen. Um dieses Eigenschaftsprofil zu erreichen, sind die Legierungsbestandteile eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wie folgt ausgewählt worden:

Kohlenstoff (C) ist an erster Stelle zur Steigerung der Zugfestigkeit und

Streckgrenze in Gehalten von 0,03 - 0,3 Gew.-% im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhanden. Seine Wirkung entfaltet C dabei durch unterschiedliche Mechanismen. So kann C bis zu einem gewissen Anteil sowohl im kubisch-raumzentrierten als auch im kubischflächenzentrierten Eisengitter interstitiell gelöst vorliegen und auf diesem Wege eine Festigkeitssteigerung hervorrufen. Beim erfindungsgemäßen

Legierungskonzept besteht die vorrangige Aufgabe des Kohlenstoffe jedoch darin, bei der Abschreckung des Stahlflachprodukts eine martensitische

Gefügeumwandlung zu ermöglichen, die eine signifikante Festigkeitssteigerung zur Folge hat. Die martensitische Gefügeumwandlung wird durch eine stark unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs im kfz- und krz-Gitter in

Verbindung mit einer ausreichend hohen Abkühlrate gewährleistet. Die austenitstabilisierende Wirkung des Kohlenstoffs sorgt an dieser Stelle dafür, dass die erforderliche Abkühlrate für die Martensitbildung verringert und die Festigkeit des entstandenen Martensits erhöht wird. Darüber hinaus bewirkt Kohlenstoff jedoch auch eine Absenkung der Martensitstarttemperatur, d.h. der Temperatur, ab der es zur Bildung von Martensit bei der Abkühlung kommt, so dass für die Martensitbildung geringere Temperaturen eingestellt werden müssen. Um eine definierte Festigkeitssteigerung durch Martensitbildung zu bewirken, ist ein Mindestgehalt an Kohlenstoff von 0,03 Gew.-% erforderlich, wobei im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorzugsweise mindestens 0,04 Gew.-% C enthalten sind, damit die positive Wirkung von C sicher eintritt. Ein zunehmender Kohlenstoffgehalt bewirkt einen Anstieg der Festigkeit und Streckgrenze. Gleichzeitig hat jedoch der C-Gehalt den größten Einfluss auf den Wert des Kohlenstoffäquivalents CE, das gemäß den im Artikel „Determination of Suitable Minimum Preheating Temperature for the Cold- Crack-Free Welding of Steels, UWER, D., & HOHNE, H., MW Document IX- 1631-91 , 1991 , dargelegten Zusammenhängen bestimmt wird. Hohe C-Gehalte führen hier zu hohen CE-Werten. Ein zu hoher Anstieg des

Kohlenstoffäquivalents CE schränkt die Schweißeignung deutlich ein. Um diesen negativen Effekt der Anwesenheit von C zu vermeiden, ist der C-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens

0,3 Gew.-% beschränkt, wobei sich bei Gehalten von höchstens 0,2 Gew.-% eine besonders gute Schweißeignung gewährleisten lässt. Die Anwesenheit von C im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt C-Gehalte non 0,04 - 0,2 Gew.-% aufweist.

Mangan (Mn) ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,4 - 3 Gew.-% vorhanden, um drei wesentliche Aufgaben zu erfüllen. So bildet Mangan mit Eisen einen Substitutions-Mischkristall, wodurch eine Festigkeitssteigerung hervorgerufen wird. Des Weiteren wirkt Mangan austenitstabilisierend und ermöglicht damit bei der Abschreckung eine martensitische Umwandlung auch bei kleineren Abkühlraten. Darüber hinaus besitzt Mangan eine hohe Affinität zu Schwefel (S) und bindet es zu MnS ab. Auf diesem Wege kann die Bildung versprödender Phasen wie FeS vermieden werden. Um diese Wirkung zu erzielen, ist ein Mindestgehalt an Mangan von 0,4 Gew.-% erforderlich, wobei die positive Wirkung von Mn bei Gehalten von mindestens 0,6 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,8 Gew.-%, besonders eintritt. Bei hohen Mangangehalten können sich über die Materialdicke

Seigerungen bilden, wodurch die mechanischen Eigenschaften des

Stahlflachprodukts verschlechtert würden. Um Seigerungen zu verhindern, ist der Mangangehalt auf höchstens 3 Gew.-% beschränkt, wobei sich bei Mn- Gehalten von höchstens 2,0 Gew.-%, insbesondere höchstens 1 ,7 Gew.-% negative Einflüsse von Mn besonders sicher ausschließen lassen. Die

Anwesenheit von Mn im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt Mn-Gehalte von 0,6 - 2,0 Gew.-%, insbesondere 0,8 - 1 ,7 Gew.-% aufweist. Der erfindungsgemäß kombinierten Zugabe von Bor, Aluminium und

mindestens dem Mikrolegierungselement Niob, sowie optional weiteren

Mikrolegierungselementen wie Titan oder Vanadium kommt im Hinblick auf die Einstellung der Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere Bedeutung zu.

Bor (B) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Gew.-% vorhanden’ um eine optimal hohe Härte zu erreichen. Aus der Walzhitze kommend segregiert B an die Austenitkorngrenzen und unterdrückt dort die Keimbildung von Ferrit. Auf diesem Wege wird die ferritisch-perlitische Umwandlung zu längeren Abkühlzeiten verschoben und es kann eine

martensitische Umwandlung bei geringeren Abkühlraten erreicht werden. Um diese Effekte zu erreichen, ist ein B-Gehalt im erfindungsgemäßen

Stahlflachprodukt von mindestens 0,0005 Gew.-% erforderlich, wobei sich die günstige Wirkung von B dann besonders sicher einstellt, wenn der B-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 0,0010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% beträgt. Bei Gehalten von mehr als 0,005 Gew.-% stellt sich keine signifikante Verbesserung der Härtbarkeit mehr ein. Besonders effektiv wirkt B bei B-Gehalten des erfindüngsgemäßen

Stahlflachprodukts von bis zu 0,004 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,0035 Gew.- %. Die Anwesenheit von B im Stahl eines erfindüngsgemäßen

Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein

erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt B-Gehalte von 0,0010 - 0,004 Gew.-%, insbesondere 0,0015 - 0,0035 Gew.-%, aufweist.

Damit sich die erfindungsgemäß genutzten Wirkungen von Bor im

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt einstellen, muss sichergestellt werden, dass Bor im Gefüge des Stahlflachprodukts gelöst vorliegt und nicht durch die Bildung von Bornitrid abgebunden wird. Um dies zu gewährleisten, müssen im Stahlflachprodukt vorhandene Gehalte an Stickstoff (N) soweit abgebunden werden, dass der Gehalt an freiem Stickstoff im Stahlflachprodukt unterhalb von 0,0007 Gew.-% liegt. Die Erfindung sieht zu diesem Zweck die kombinierte Zugabe von Aluminium (AI) und Niob (Nb) vor, die ebenfalls starke Nitrid- und Karbid- bzw. Karbonitridbildner sind. Hierbei hat sich überraschenderweise herausgestellt, dass Aluminium und Niob in Kombination eine deutlich sicherere Abbindung von Stickstoff bewirken als es die Summe der jeweils einzelnen Beiträge dieser Legierungselemente hätte erwarten lassen. Hier zeigte sich, dass AI schon vor der Bildung von Aluminiumnitriden die Bildungsenergie von Niobnitriden und Niobkarbonitriden herabsetzt, so dass ein höherer Anteil des Stickstoffs an Niob gebunden wird, als dies bei geringeren Al-Gehalten der Fall gewesen wäre.

Neben der Abbindung von Stickstoff wird AI bei der Stahlerzeugung zur

Desoxidation der Stahlschmelze genutzt. Dabei wird die hohe Affinität des Aluminiums zu Sauerstoff (O) genutzt. Durch die Abbindung des Sauerstoffs zu AI ₂ O ₃ wird das Aufsteigen von Sauerstoffblasen während der Stahlerzeugung vermieden. Um einerseits für die Desoxidation und andererseits für die

Abbindung von Stickstoff ausreichende Gehalte an AI zur Verfügung zu haben, enthält das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt 0,05 - 0,2 Gew.-% AI. Dabei stellen sich die positiven Wirkungen von AI im erfindungsgemäßen

Stahlflachprodukt bei Al-Gehalten von mindestens 0,07 Gew.-% besonders sicher ein. Zur Erhöhung der Sicherheit der Stickstoffabbindung auch beim Auftreten höherer Stickstoffgehalte durch unvermeidbare Schwankungen des N-Gehaltes wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,085 Gew.-% AI gewählt. Über 0,2 Gew.-% liegende Al-Gehalte würden bei der Stahlerzeugung die Gefahr der Entstehung von groben AI ₂ O ₃ -Partikeln mit sich bringen, durch die die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts beeinträchtigt würden. Dies wird durch die Begrenzung des Al-Gehalts auf höchstens 0,2 Gew.-% sicher verhindert. Um das Risiko von Gießproblemen durch Zusetzen der Gießeinrichtung mit AI ₂ O ₃ zu verringer, kann der Al-Gehalt auf höchstens 0,15 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,13 Gew.-%, begrenzt sein. Die

Anwesenheit von AI im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt Al-Gehalte von 0,07 - 0,15 Gew.-%, insbesondere 0,085 - 0,13 Gew.-%, aufweist.

Auch Nb erfüllt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zusätzlich zur Abbindung von Stickstoff weitere Aufgaben. So bildet Niob bei relativ hohen Temperaturen Niobkarbide, nitride und/oder -karbonitride, die das

Komwachstum vor, nach und während des bei der Herstellung eines

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts durchlaufenen Walzprozesses behindern und so eine Kornfeinung und damit eine Steigerung der

Kerbschlagzähigkeit bewirken. Darüber hinaus können Niobkarbide, Niobnitride und/oder Niobkarbonitride eine Festigkeitssteigerung durch

Ausscheidungsverfestigung bewirken, die erfindungsgemäß genutzt wird, um ein übermäßiges Erweichen der Wärmeeinflusszone im Bereich einer an einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorgenommenen Verschweißung zu vermeiden. Um die hier erläuterten Wirkungen von Niob zu nutzen, sind im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt Nb-Gehalte von 0,005 - 0,1 Gew.-% vorgesehen. Dabei stellen sich die positiven Einflüsse von Nb bei Gehalten von mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-%, besonders sicher ein. Bei Nb-Gehalten von mehr als 0,1 Gew.-% ergibt sich keine Steigerung der Wirkung von Nb mehr. Daher ist der Nb-Gehalt auf höchstens 0,1 Gew.-% begrenzt. Besonders effektiv wirkt Niob bei Nb-Gehalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts von bis zu 0,06 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,04 Gew.-%. Die Anwesenheit von Nb im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt Nb-Gehalte von 0,010- 0,06

Gew.-%, insbesondere 0,015 - 0,04 Gew.-%, aufweist.

C, Mn, AI, Nb und B sind in erfindungsgemäßeh Stahlflachprodukten als Pflichtelemente in den voranstehend erläuterten Gehalten stets vorhanden.

Um die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besonders auszuprägen oder seine Verarbeitbarkeit zu optimieren, können dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt weitere Legierungselemente zugegeben werden, die nachfolgend erläutert werden. Jedoch werden die Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auch ohne diese Elemente erzielt, so dass die nachfolgend jeweils als "optional" anwesend angegebenen

Legierungselemente im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auch fehlen können, diese Elemente also auch aus der durch die Erfindung definierten Legierungsvorschrift gestrichen werden können. Zudem können einzelne oder mehrere dieser Elemente als Verunreinigungen in geringeren Gehalten vorliegen als die im Folgenden angegebenen Mindestwerte. In diesem Falle sind sie nicht in der angegebenen Weise wirksam, verschlechtern die angegebenen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes jedoch auch nicht und können daher toleriert werden.

Optional können im erfind ungsgemäßen Stahlflachprodukt Chrom (Cr) oder Molybdän (Mo) oder eine Kombination aus Chrom (Cr) und Molybdän (Mo) vorhanden sein. Sowohl Chrpm (Cr) als auch Molybdän (Mo) unterdrücken effektiv die Bildung von Ferrit und Perlit während des Abkühlvorganges nach dem Warmwalzen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und

ermöglichen eine vollständige Martensit- oder Bainitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird, was insbesondere für große Dicken des Stahlflachproduktes von Vorteil ist. Diese Wirkung kann sowohl dadurch erzielt werden, dass entweder Cr oder Mo jeweils alleine im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sind, als auch dadurch, dass Cr und Mo in Kombination miteinander im

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sind. Dabei ist die

härtbarkeitssteigemde Wirkung von Mo deutlich höher als die von Cr. Um die positiven Effekte von Cr und Mo zu nutzen, können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe vorhanden sein, dass die Gehalte %Cr an Cr und %Mo an Mo, jeweils in Gew-%, die Bedingung 0,1 Gew.-% s %Cr + (3 x %Mo) £ 3 Gew.-% erfüllen. Dabei gilt diese

Anforderung auch dann als erfüllt, wenn nur Cr oder nur Mo in ausreichenden Gehalten vorhanden sind. Dabei ergeben sich Wirkungen von Mo und/oder Cr im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt besonders dann sicher, wenn für die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an Mo %Cr + (3 x %Mo) ³ 0,2 Gew.-% gilt. Besonders effektiv und wirtschaftlich lassen sich die positiven Einflüsse von Mo und Cr im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt nutzen, wenn für die Gehalte %Cr an Cr und %Mo an Mo %Cr + (3 x %Mo) £ 2 Gew.-% gilt.

Optional kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auch Titan (Ti) zugegeben werden. Durch die Zugabe von Ti kann ebenfalls Stickstoff abgebunden werden, um die Löslichkeit von Bor zu sichern. Die sich bei hoher Temperatur bzw. direkt aus der Schmelze heraus bildenden Titannitride (TiN) behindern zudem das Kornwachstum während des Wiedererwärmens der Bramme vor dem Warmwalzen und fördert damit ein feinkörnigeres Gefüge und damit höhere Zähigkeitswerte. Um dies auszunutzen, können dem

erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt mindestens 0,005 Gew.-% zugegeben werden. Auch Titan kann dabei durch Ausscheidung von Titankarbonitriden zur Kornfeinung während des Walzprozesses und zur Ausscheidungsverfestigung beitragen. Diese Wirkung ist jedoch im Vergleich zu Niob geringer. Zu hohe Gehalte an Titan würden jedoch zur Ausbildung grober Karbide, Nitride und/oder Karbonitride führen, die eine Verringerung der Zähigkeit und

Dauerfestigkeit zur Folge haben. Daher ist der Maximalgehalt von Titan, soweit überhaupt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in wirksamen Gehalten vorhanden, an den jeweils vorhandenen Gehalt an Stickstoff gemäß der

Maßgabe gebunden, dass für die Gehalte %Ti an Ti und %N an N, jeweils in Gew-% des Stahlflachprodukts gilt: %Ti / %N £ 5, insbesondere %Ti / %N £ 4, wobei sich eine besonders präzise, gezielt auf eine Abbindung des im

Stahlflachprodukt vorhandenen Stickstoffs ausgerichtete Zugabe von Ti ergibt, wenn %Ti / %N £ 3,42 ist. Der maximale Gehalt an optional zugegebenem Ti beträgt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt somit bei maximalen N- Gehalten von 0,01 Gew.-% somit höchstens 0,05 Gew.-%, wobei sich im

Hinblick auf die Abbindung des jeweils vorhandenen Stickstoffs optimale Wirkungen ergeben, wenn bei einem maximalen N-Gehalt von 0,01 Gew.-% der Ti-Gehalt höchstens 0,0342 Gew.-% oder bei einem besonders günstigen N- Gehalt von höchstens 0,006 Gew.-% der Ti-Gehalt höchstens 0,021 Gew.-% beträgt. Um das Risiko der Bildung zähigkeitsmindemder, grober Titannitride zu verringern, wird bevorzugt eine unterstöchiometrische Titanlegierung mit der Maßgabe gewählt, dass gilt %Ti/%N £ 3,42, weiter bevorzugt wird aus diesem Grund ein Ti-Gehalt von maximal 0,020 Gew-% gewählt.

Ebenfalls jeweils optional können ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM" im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt entsprechend den nachfolgend erläuterten Maßgaben vorhanden sein.

So kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt optional Silizium (Si) in Gehalten von 0,01 - 0,5 Gew.-% aufweisen. Ab Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% bildet Si mit dem Eisengitter einen Substitutionsmischkristall und bewirkt damit eine signifikante Festigkeitssteigerung. Darüber hinaus

unterdrückt Si die Zementitbildung, so dass mehr Kohlenstoff im Austenit gelöst bleibt, wodurch wiederum die martensitische Umwandlung gefördert wird.

Zudem verringert Si das Risiko einer unerwünschten Zementitbildung im

Martensit und erhöht dadurch die Beständigkeit gegen eine ungewollte

Verringerung der Festigkeit in der wärmebeeinflussten Zone beim Schweißen sowie beim Anlassen. Um diesen Effekt sicherzustellen, können Si-Gehalte von mindestens 0,05 Gew-% zulegiert werden. Hohe Gehalte an Silizium würden zur Bildung von Rotzunder führen. Rotzunder hat eine isolierende Wirkung auf die Materialoberfläche und kann dadurch die Wirkung des zur Abkühlung jeweils aufgebrachten Kühlwassers deutlich verringern. Dies wiederum hat negative Auswirkungen auf die martensitische Umwandlung. Aüs diesem Grund ist der Gehalt von Si, soweit überhaupt in wirksamen Gehalten vorhanden, auf höchstens 0,5 Gew.-% beschränkt. Dabei lassen sich negative Auswirkungen der optionalen Anwesenheit von Si dadurch besonders sicher vermeiden, dass der optionale Si-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,1 Gew.-%, beschränkt wird. Auch Nickel (Ni) und Kupfer (Cu) können optional im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zur Erhöhung der Härtbarkeit vorgesehen sein. Hierzu geeignete Gehalte an Ni und/oder Cu sind jeweils 0,1 - 1 ,5 Gew.-%. Besonders effektiv lässt sich die Wirkung von Cu und/oder Ni im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt nutzen, wenn optional Ni und/oder Cu jeweils in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-%, insbesondere jeweils bis zu 0,5 Gew.-% vorhanden sind, wobei dies sowohl für die einzelne Zugabe von entweder Cu oder Ni gilt als auch bei gleichzeitiger Anwesenheit von Cu und Ni für die Summe des Gehalts beider Elemente oder für den jeweiligen Gehalt jedes der beiden Elemente.

Calcium (Ca) dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen

Einschlüssen, insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche

Einformung wird die negative Wirkung der Einschlüsse auf die

Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional 0,0005 - 0,005 Gew.-% Ca enthalten. Um eine besonders sichere Wirkung zu garantieren, werden bevorzugt Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-% zugegeben, aus Gründen der Ressourceneffizienz wird der Ca-Gehalt bevorzugt auf maximal 0,004 Gew-% beschränkt.

Seltene Erden (REM) wie z.B. Cer und Lanthan, können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt eine Kornfeinung und damit eine Zähigkeits- und

Festigkeitssteigerung bewirken. Um diese Wirkung zu nutzen, können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional Gehalte an REM von

0,001 - 0,050 Gew.-% vorhanden sein.

Auch Vanadium (V) kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional vorhanden sein, um eine Ausscheidungsverfestigung zu bewirken. Hierfür geeignete V-Gehalte sind 0,005 - 0,10 Gew.-%. Der nicht durch die voranstehend erläuterten Pflichtbestandteile und optional vorhandenen Legierungselement eingenommen Rest des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht aus Eisen und Verunreinigungen, die

herstellungsbedingt unvermeidbar im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sind, deren Gehalte jedoch jeweils so gering gehalten sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen

Stahlflachprodukts haben.

Zu den Verunreinigungen, deren Anwesenheit prinzipiell unerwünscht ist, zählen in diesem Sinne die im Folgenden genannten Elemente:

Stickstoff (N) bildet mit B, AI und Nb sowie, im Fall ihrer Anwesenheit, mit Ti und V Nitride. Wie voranstehend erläutert, ist insbesondere die Bildung von Bomitriden unerwünscht, um die härtbarkeitssteigemde Wirkung von Bor nutzen zu können. Unter Berücksichtigung der in der Praxis bei der

wirtschaftlichen Stahlerzeugung gegebenen Bedingungen und der

erfindungsgemäß getroffenen legierungstechnischen Maßnahmen zur

Abbindung des gegebenenfalls im Stahlflachprodukt vorhandenen Stickstoffs können jedoch Stickstoffgehalte von bis zu 0,01 Gew.-% im Sinne einer unvermeidbaren Verunreinigung hingenommen werden, wobei sich N-Gehalte von höchstens 0,008 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,006 Gew.-%, als besonders günstig für die prozesssichere Erzeugung von Stahlflachprodukten mit einem erfindungsgemäßen Eigenschaftsprofil herausgestellt haben. Gehalte von weniger als 0,002 Gew.-% sind technisch nur unter größtem Aufwand zu vermeiden, weswegen aus wirtschaftlichen Gründen insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,002 Gew.-% toleriert wird,

Arsen (As) und Zinn (Sn) können sich bei Temperaturen um 500 °C an

Korngrenzen anlagern und dadurch eine Versprödung hervorrufen. Um diese negativen Auswirkungen zu verhindern, ist der Gehalt an As und Sn im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in üblicher Weise auf

höchstens 0,05 Gew.-% zu begrenzen. Schwefel (S) bildet bei ausreichender Konzentration Sulfide mit Eisen oder Mangan (FeS bzw. MnS). Diese haben einen negativen Einfluss auf die

Verformbarkeit und Zähigkeit. Deshalb ist der Schwefelgehalt auf höchstens 0,010 Gew.-%, bevorzugt auf 0,008 Gew.-% und besonders bevorzugt auf 0,006 Gew.-%, beschränkt.

Phosphor (P) hat einen sehr negativen Einfluss auf die Zähigkeit, sodass sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf £ 0,02 Gew.-% begrenzt ist.

Sauerstoff (O) verbindet sich insbesondere mit Aluminium zu Oxiden (AI ₂ O ₃ ). Diese verringern sowohl die Zähigkeit als auch die Dauerfestigkeit. Daher wird der Sauerstoffgehalt auf £ 0,01 Gew.-% eingeschränkt.

Wasserstoff (H) kann bei zu hohen Gehalten zur Ausbildung von Rissen im Material führen. Um dies zu vermeiden, ist sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodükt auf höchstens 0,0004 Gew.-%, insbesondere weniger als < 0,0001 Gew.-%, beschränkt.

Kobalt (Co) hat einen negativen Einfluss auf die Einhärtbarkeit und die

Zähigkeit. Technisch bedingt verbleiben jedoch in der Regel Spuren von Kobalt in Stählen. Da die negativen Einflüsse des Kobalts im Allgemeinen erst oberhalb von 0,2 Gew.-% auftreten, wird sein Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt.

Wolfram (W) bildet mit Molybdän ab bestimmten Gehalten eine Laves-Phase. Diese kann sich negativ auf die Kerbschlagbiegezähigkeit auswirken. Technisch bedingt ist der Wolframgehalt jedoch üblicherweise nicht beliebig weit reduzierbar, darf jedoch zur Vermeidung negativer Einflüsse nach Maßgabe der Erfindung höchstens 0,2 Gew.-% betragen. Ein erfindungsgemäßes Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts mit optimierter Schweißeignung und optimierten mechanischen Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone einer Verschweißung, umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Erzeugen einer Stahlschmelze, die aus (in Gew.-%) C: 0,03 - 0,3 %, Mn:

0,4 - 3 %, AI: 0,05 - 0,2 %, Nb: 0,005 - 0,1 %, B: 0,0005 - 0,005 %, optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an Mo die Bedingung 0,1 % 5 %Cr + (3 x %Mo)≤ 3 % erfüllen, optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Ti an Ti und %N an N die Bedingung %Ti / %N 5 5 erfüllen sowie ebenfalls jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM", wobei für die. Gehalte an diesen Elementen, soweit vorhanden, gilt: Si: 0,01 - 0,5 %, Ni: 0,1 - 1 ,5 %, Cu: 0,1 - 1 ,5 %, V: 0,005 - 0,10 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, REM: 0,001 - 0,050 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,01 % N, bis zu 0,010 % S, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,01 % O, bis zu 0,0004 % H, bis zu 0,2 % W, bis zu 0,05 % As, bis zu 0,05 % Sn und bis zu 0,2 % Co zuzurechnen sind; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, nämlich einer Bramme, einer Dünnbramme, einem gegossenen Band oder einem Block mit einer Dicke d _v zwischen 2,5 und 600 mm; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur T _WE von 1100 - 1350 °C; d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Enddicke dw in einem oder mehr

Warmwalzstichen,

- wobei die Warmwalzendtemperatur TE des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts beim Verlassen des letzten Warmwalzstichs mindestens 770 °C beträgt und - wobei eine Anzahl nw an Warmwalzstichen, die größer oder gleich dem auf eine ganze Zahl abgerundeten Ergebnis nw' der Formel

ist, bei einer Temperatur durchgeführt wird, die oberhalb einer

Temperatur T _N R liegt, welche wie folgt bestimmt wird:

mit %C - jeweiliger C-Gehalt der Stahlschmelze,

%Nb - jeweiliger Nb-Gehalt der Stahlschmelze,

%V - jeweiliger V-Gehalt der Stahlschmelze,

%Ti - jeweiliger Ti-Gehalt der Stahlschmelze,

%AI - jeweiliger Al-Gehalt der Stahlschmelze,

%Si - jeweiliger Si-Gehalt der Stahlschmelze; e) Unmittelbar nach dem letzten Warmwalzstich einsetzende Abkühlung des warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate q _Q von mindestens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur T _KS , die höchstens (TE - 250 °C) beträgt; f) Abkühlen des auf die Kühlstopptemperatur T _KS abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von q _Q ' höchstens 0,1 K/s.

Im Arbeitsschritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird somit eine

Schmelze mit einer den voranstehenden Maßgaben der Erfindung

entsprechenden Zusammensetzung erschmolzen, die in der voranstehend ebenfalls erläuterten Weise variiert werden kann, um bestimmte Eigenschaften des erfindungsgemäß zu erzeugenden warmgewalzten Stahlflachprodukts einzustellen oder auszuprägen. Diese Schmelze wird im Arbeitsschritt b) in konventioneller Weise zu einem Vorprodukt mit einer Dicke dv vergossen. Bei diesem Vorprodukt handelt es sich typischerweise um eine Bramme. Jedoch ist auch ein Vergießen zu

Dünnbrammen, gegossenen Bändern oder Blöcken möglich.

Im Arbeitsschritt c) wird das jeweilige Vorprodukt auf eine

Austenitisierungstemperatur T _WE erwärmt, wobei diese Erwärmung darin bestehen kann, dass das Vorprodukt auf die jeweilige

Austenitisierungstemperatur T _WE gebracht wird oder bei der

Austenitisierungstemperatur T _WE gehalten wird, bis das Vorprodukt vollständig durcherwärmt ist. Die Austenitisierungstemperatur T _WE beträgt 1100 - 1350 °C, wobei sich eine Austenitisierungstemperatur T _WE von mindestens 1220 °C im Hinblick auf die Vermeidung von Verfestigungen im folgenden

Warmwalzprozess als günstig erweisen. Ein Aufschmelzen der Oberfläche des Vorprodukts und eine zu starke Vergröberung seines Kornes in Folge der Erwärmung des austenitischen Gefüges kann dabei dadurch sicher vermieden werden, dass die Austenitisierungstemperatur T _WE auf höchstens 1320 °C beschränkt wird. Im Temperaturbereich von 1220 - 1320 °C wird zudem ein optimal homogenes Ausgangsgefüge eingestellt und zuvor vorhandene

Ausscheidungen der in den erfindungsgemäßen Stahllegierungen

vorgesehenen Mikrolegierungselemente sicher aufgelöst.

Während des als Arbeitsschritt d) durchgeführten Warmwalzprozesses sinkt die Temperatur des aus dem Vorprodukt gewalzten Stahlflachprodukts bis zur Warmwalzendtemperatur TE ab, mit der das fertig warmgewalzte

Stahlflachprodukt den letzten Stich des Warmwalzens verlässt. Um eine

Ferritbildung im Stahlflachprodukt während des Warmwalzens zu unterdrücken, muss die Warmwalzendtemperatur TE mindestens 770 °C betragen, wobei sich bei einer Warmwalztemperatur T _E , die mindestens 20 °C höher ist als die Ar ₃ - Temperatur des Stahls, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gefertigt ist, eine Ferritbildung besonders sicher vermieden werden kann. Die Ar ₃ -Temperatur lässt sich dabei durch die von Choquet in P. Choquet, et al.: "Mathematical Model for Predictions of Austenite and Ferrite Microstructures in Hot Rolling Processes", IRSID Report, St. Germain-en-Laye, 1985, S.7, angegebenen Gleichung Ar ₃ [°C] = 902 - 527 %C - 62 %Mn + 60 %Si abschätzen, in der %C der jeweilige C-Gehalt des Stahls, mit %Mn der jeweilige Mn-Gehalt des Stahls und mit %Si der jeweilige Si-Gehalt des Stahls, jeweils in Gew.-%, bezeichnet sind.

Um ein feines, mehrfach rekristallisiertes Austenitgefüge zu erzielen, sieht die Erfindung vor, dass im Zuge des Warmwalzens zwei oder mehr Stiche oberhalb einer Temperatur TNR durchgeführt werden. Beim Warmwalzen oberhalb dieser Temperatur T _N R kommt es zur vollständigen Rekristallisation des Austenits im Gefüge des Stahlflachprodukts. Dabei lässt sich die Temperatur TNR nach der von Boratto in F. Borrato et al.: "Effect of Chemical Composition on Critical Temperatures of Microalloyed Steels", THERMEC’88, Proceedings, Iran and Steel Institute of Japan, Tokyo, 1988, p. 383-390, veröffentlichten Formel T _N R [°C] = 887 + (464 x %C) + (6445 x %Nb - 644 x Wurzel[%Nb]) + (732 x %V - 230 x Wurzel[%V]) + (890 x %Ti) + (363 x %AI) - (357 x %Si), in der mit %C der jeweilige C-Gehalt, mit %Nb der jeweilige Nb-Gehalt, %V der jeweilige V- Gehalt, %Ti der jeweilige Ti-Gehalt, %AI der jeweilige Al-Gehalt und mit %Si der jeweilige Si-Gehalt der Stahlschmelze bezeichnet sind.

Die Mindestanzahl nw der bei einer oberhalb der Temperatur T _N R liegenden Temperatur des Stahlflachprodukts durchgeführten Walzstiche entspricht dem auf eine ganze Zahl abgerundeten Ergebnis nw' der Formel nw -2*Wurzel[(Vorproduktdicke dv) / (6 * Dicke dw des fertig warmgewalzten

Stahlflachprodukts)].

Diese Mindestanzahl n _w an Walzstichen oberhalb der Temperatur T _NR ist erforderlich, um durch Rekristallisation ein optimal feinkörniges austenitisches Gefüge zu erzielen. Um jedoch in den oder dem letzten Warmwalzstich(en) die Rekristallisation des Austenits zu unterdrücken und so eine feinere Gefügestruktur einzustellen, kann optional eine unterhalb der Temperatur TNR liegende

Warmwalzendtemperatur T _E gewählt werden, wenn mit mehr als nw

Walzstichen gewalzt wird.

Der Umformgrad f, der über die Warmwalzstiche erzielt wird, bei denen die Temperatur des jeweils warmgewalzten Stahlflachprodukts unterhalb der Temperatur T _N R liegt, beträgt vorteilhafterweise mindestens 0,25. Der

Umformgrad f wird dabei gemäß der Formel f = |ln (dw / (d _E NR)| berechnet, in der mit dw die Dicke des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts und mit d _E NR die Dicke bezeichnet sind, die das Stahlflachprodukt nach dem letzten bei einer Temperatur oberhalb der Temperatur T _N R durchgeführten Walzstich erreicht hat.

Durch Wahl einer geeigneten Warmwalzendtemperatur T _E und eines

geeigneten Umformgrads f im voranstehend erläuterten Rahmen lässt sich sicherstellen, dass es bei der nach dem Warmwalzen erfolgenden Abkühlung zur Umwandlung des nicht rekristallisierten Austenits in ein feines martensitisch oder bainitisch dominiertes Gefüge kommt, wodurch die gute

Kerbschlagzähigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sichergestellt ist.

Unmittelbar hach dem letzten Walzstich wird das Stahlflachprodukt in

Arbeitsschritt e) in der Kühlstrecke mit einer Abkühlrate q _Q von mindestens 40 K/s, insbesondere mindestens 60 K/s, beschleunigt abgekühlt. Auf Grund der üblichen, aus dem Stand der Technik bekannten Bauform von

Warmwalzwerken und deren Kühleinrichtungen ergibt sich, dass mit

„unmittelbar" in dieser Schrift gemeint ist, dass zwischen dem Austritt des Materials aus dem Walzspalt des letzten Stiches maximal 8 s vergehen dürfen, bis die beschleunigte Abkühlung beginnt. Als Kühlmittel eignet sich hierbei insbesondere Wasser, das in einer konventionellen Kühlstrecke in

konventioneller Weise auf das Stahlflachprodukt ausgebracht werden kann.

Die Kühlstopptemperatur TKS für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt ist um mindestens 250 °C niedriger als die Warmwalzendtemperatur, wobei Kühlstopptemperaturen T _KS von höchstens 550 °C, insbesondere 500 °C praxisgerecht sind, sofern sie nicht über TE - 250 °C liegen.

Dabei wird über die Wahl der Kühlstopptemperatur T _KS die Ausprägung des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und damit einhergehend seine Streckgrenze R _e sowie seine weiteren oben erläuterten mechanischtechnologischen Eigenschaften gesteuert.

Erfindungsgemäß warmgewalzte Stahlflachprodukte mit einer Streckgrenze R _e von weniger als 890 MPa und einem überwiegend, d.h. zu mindestens 50 Flächen-%, aus Bainit bestehenden Gefüge lassen sich dadurch erzeugen, dass eine Kühlstopptemperatur T _KS gewählt wird, die unterhalb der Bainit- Starttemperatur Bs, jedoch nicht mehr als 30 °C unterhalb der Martensit- Starttemperatur Ms (T _KS ³ Ms - 30°C) des jeweiligen Stahls liegt. Der Anteil an Bainit im Gefüge lässt sich dabei durch Einstellung einer Kühlstopptemperatur TKS bestimmen. So ist beispielsweise bei einer Kühlstopptemperatur T _KS von etwa 50 °C unterhalb Bainit-Starttemperatur mit einem

Gefügeanteil von 50 Flächen-% Bainit zu rechnen. Ein Bainitanteil von 100 Flächen-%, d.h. ein vollständig bainitisches Gefüge, kann dagegen

beispielsweise erreicht werden, indem eine um etwa 120 °C unterhalb der Bainit-Starttemperatur Bs liegende Kühlstopptemperatur TKS gewählt wird

Neben Bainit sind die übrigen Gefügebestandteile bis zu 50 Flächen-% Ferrit sowie bis zu 10 Flächen-%, insbesondere bis zu 5 Flächen-%, Martensit, wobei die Anteile von Ferrit und Martensit bei entsprechend hohen Anteilen an dem jeweils anderen Gefügebestandteil jeweils auch "0" sein können. Soll dagegen ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Streckgrenze R _e von mindestens 890 MPa und einem überwiegend, d.h. zu mindestens 50 Flächen-% aus Martensit bestehenden Gefüge erzeugt werden, so wird eine Kühlstopptemperatur TKS gewählt, die um mindestens 100 °C unterhalb der Martensit-Starttemperatur M _S liegt Um

ein beispielsweise vollständig martensitisches Gefüge zu erzeugen, ist eine

Kühlstopptemperatur TKS erforderlich, die etwa 380 °C unterhalb der Martensit- Starttemperatur Ms liegt

Die Bainit-Starttemperatur Bs lässt sich gemäß der von Kirkaldy in J.S. Kirkaldy et al.: "Prediction of Microstructure and Hardenability in Low Alloy Steels", Phase Transformations in Ferrous Alloys, AI ME, Philadelphia, 1983, 125-148 veröffentlichten Formel:

B _s [°C] = 656 - (57,7 x %C) - (35 x %Mn) - (75 x %Si) - (15,3 x %Ni) - (34 x

%Cr) - (41 ,2 x %Mo) abschätzen, in der mit %C. der jeweilige C-Gehalt, mit %Mn der jeweilige Mn- Gehalt, mit %Si der jeweilige Si-Gehalt, mit %Ni der jeweilige Ni-Gehalt, mit %Cr der jeweilige Cr-Gehalt und mit %Mo der jeweilige Mo-Gehalt des Stahls bezeichnet sind.

Die Martensit-Starttemperatur Ms lässt sich gemäß der von Andrews in K.W. ANDREWS: "Empirical Formulae for the Calculation of Some Transformation Temperatures", Journal of the Iran and Steel Institute, 203, Part 7, July 1965, 721-727, veröffentlichten Formel

M _s [°C] = 539 - (423 x %C) - (30,4 x %Mn) - (17,7 x %Ni) - (12,1 x %Cr) - (11 ,0 x %Si) - (7,5 x %Mo) abschätzen, in der ebenfalls mit %C der jeweilige C-Gehalt, mit %Mn der jeweilige Mn-Gehalt, mit %Si der jeweilige Si-Gehalt, mit %Ni der jeweilige Ni- Gehalt, mit %Cr der jeweilige Cr-Gehalt und mit %Mo der jeweilige Mo-Gehalt des Stahls bezeichnet sind.

Auf das im Arbeitsschritt e) durchgeführte rasche Abkühlen auf die

Kühlstopptemperatur T _KS folgt im Arbeitsschritt f) eine langsame Abkühlung des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur. Die Abkühlgeschwindigkeit q _Q ' soll hierbei 0,1 K/s, insbesondere 0,05 K/s, nicht überschreiten. Durch die langsame Abkühlung kommt es in einem Gefüge mit Martensitanteilen zu Anlasseffekten. Über die Kühlstopptemperatur T _KS in Kombination mit der langsamen Abkühlgeschwindigkeit qo' lässt sich daher bei der abschließenden Abkühlung auf Raumtemperatur der Anteil von

angelassenem Martensit im Gefüge sehr genau steuer. Hierdurch können die mechanischen Eigenschaften sehr exakt eingestellt werden.

Mit der Erfindung steht somit ein warmgewalztes Stahlflachprodukt zur

Verfügung, das eine hohe Streckgrenze R _e , eine hohe Zugfestigkeit Rm und eine hohe Bruchdehnung A in Kombination mit einer guten Abkantfähigkeit aufweist. Darüber hinaus zeichnet sich das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt durch eine gute Anlassbeständigkeit und eine hervorragende Kerbschlagzähigkeit insbesondere auch in der Wärmeeinflusszone von

Schweißnähten aus.

Aufgrund seiner geringen Kantenrissneigung ist ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt hervorragend zum Stanzen und mechanischen Schneiden geeignet. Auch thermische Trennverfahren wie Laser- oder Plasmaschneiden können bei der Verarbeitung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte problemlos eingesetzt werden. Darüber hinaus kann ein erfindungsgemäßes

Stahlflachprodukt ohne besondere Vorbehandlung zum Biegen und Abkanten eingesetzt werden und lässt sich beispielsweise zur Herstellung hochsteifer Strukturbaüteile durch Rollprofilieren verwenden. Durch die optimierten Kerbschlagzähigkeiten insbesondere in der

Wärmeeinflusszone von Schweißnähten lassen sich mit erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten kostengünstig hochfeste Schweißkonstruktionen und Strukturbauteile hersteilen. Auch der Einsatz zur Fertigung pressgehärteter Bauteile ist mit erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten möglich.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung sind erfindungsgemäße

Stahlschmelzen A - 1 und O - Q, zum Vergleich, nicht erfindungsgemäße Schmelzen J - N mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen und zu Brammen, Dünnbrammen oder Bändern mit einer Dicke d _v von 2,5 - 260 mm vergossen worden.

Zu den Stahlschmelzen A - Q sind in der oben erläuterten Art und Weise die Temperatur T _N R, die Ar ₃ -Temperatur, die Bainitstarttemperatur B _s und die Martensitstarttemperatur M _s berechnet worden. Das Ergebnis dieser

Berechnungen ist in Tabelle 2 aufgelistet.

Die aus den Schmelzen A - P gegossenen Brammen sind jeweils auf eine Austenitisierungstemperatur T _WE wiedererwärmt worden, mit der sie in ein konventionelles Reversiergerüst und anschließend in eine konventionelle Walzstaffel eingelaufen sind, um mit einer Warmwalzendtemperatur TE ZU einem Stahlband mit einer Dicke dw zwischen 4 mm und 8 mm warmgewalzt zu werden. Aus Schmelze Q wurde ein Band mit einer Dicke von 3 mm gegossen, um anschließend auf eine Dicke von 1 ,5 mm warmgewalzt zu werden.

Versuche mit abweichenden Dicken dv(und dw) ergaben ähnliche

Eigenschaften und sind daher hier nicht im Detail dargestellt.

Im Zuge des Warmwalzens sind die Stahlflachprodukte zunächst über eine Mindestanzahl nw von Walzstichen bei einer Temperatur gewalzt worden, die oberhalb der Temperatur T _NR lag. Die Anzahl n _w ist dabei in der voranstehend erläuterten Weise aus der Dicke dv der Brammen und der Enddicke dw des bei den Versuchen jeweils warmgewalzten Stahlflachprodukts ermittelt worden. Nach dem Durchlauf der bei Temperaturen oberhalb der Temperatur TNR absolvierten Walzstiche, ist das jeweilige Stahlflachprodukt, mit Ausnahme von Beispiel Q, in mindestens einem weiteren Walzstich bei einer unterhalb der Temperatur T _N R liegenden Temperatur warmgewalzt worden.

Unmittelbar im Anschluss an den letzten Warmwalzstich sind die durch das Warmwalzen erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder mit einer Abkühlrate q _Q beschleunigt auf eine Kühlstopptemperatur T _KS abgekühlt worden. Nach Erreichen der jeweiligen Kühlstopptemperatur T _KS erfolgte mit einer Abkühlrate q _Q ' eine langsame Abkühlung der Stahlbänder auf Raumtemperatur.

In Tabelle 3 sind für jeden der Versuche 1 - 37 der Stahl, aus dem das beim jeweiligen Versuch verarbeitete Stahlflachprodukt bestand, die Enddicke dw der bei den Versuchen jeweils erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte, die Anzahl nw von Walzstichen, die das jeweilige Stahlflachprodukt bei

Temperaturen oberhalb der Temperatur T _NR durchlaufen hat, der Umformgrad der beim Warmwalzen bei Temperaturen unterhalb der Temperatur T _N R erzielt worden ist, die Austenitisierungstemperatur T _WE , die

Warmwalzendtemperatur TE, die Kühlstopptemperatur T _KS , die Abkühlrate q _Q und die Abkühlrate q _Q ' angegeben.

An den erhaltenen Stahlflachprodukten sind gemäß DIN EN ISO 6892 die Streckgrenze Re, die Zugfestigkeit Rm, die Dehnung A ₅ und gemäß DIN EN ISO 148-1 die Kerbschlagzähigkeit A _V -20°C bei einer Prüftemperatur von -20 °C und A _V -40°C bei einer Prüftemperatur von -40 °C ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Tabelle 4 zusammengefasst.

Ebenso sind die Gefüge der bei den Versuchen erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte untersucht worden. Das Ergebnis dieser Untersuchung ist in Tabelle 5 aufgelistet. Es zeigt sich, dass die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen J und K bestehenden warmgewalzten Stahlflachprodukte zwar vergleichbare Streckgrenzen- und Zugfestigkeitswerte, jedoch deutlich geringere Ergebnisse bei der Kerbschlagzähigkeitsprüfung als die aus den erfindungsgemäß legierten Stählen erzeugten Stahlflachprodukte aufweisen. Ursache dafür ist das bei den Stählen J und K in höheren Gehalten zulegierte Titan (Ti/N-Verhältnis >5).

Die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen L und M hergestellten Stahlflachprodukte besitzen im Vergleich zu den aus den erfindungsgemäßen Stählen hergestellten Stahlflachprodukten geringere Werte der Streckgrenze, Zugfestigkeit und Kerbschlagbiegezähigkeit. Dies ist darauf zurückzuführen, dass bei den nicht erfindungsgemäßen Stählen keine ausreichende Abbindung des Stickstoffs durch Niob und Aluminium oder Titan erfolgt. Als Konsequenz wird das Bor in Nitriden gebunden und kann seine härtbarkeitssteigernde Wirkung nicht mehr entfalten. Dies wiederum hat zur Folge, dass sich kein vollmartensitisches oder vollbainitisches Gefüge ausbildet, sondern ein Mischgefüge aus Martensit, Bainit und Ferrit. Daraus resultieren geringe Festigkeits- und Zähigkeitswerte.

Die aus dem nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl N erzeugten Stahlflachprodukte weisen sowohl geringere Streckgrenzen- und

Zugfestigkeitswerte als auch eine geringere Kerbschlagbiegezähigkeit auf. Die geringen Streckgrenzen- und Zugfestigkeitswerte sind darauf zurückzuführen, dass der Stahl nicht mit Bor legiert ist. Die geringen Werte der

Kerbschlagbiegezähigkeit sind auf den erhöhten Titangehalt zurückzuführen.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Tabelle 4

Tabelle 5