Die Erfindung betrifft ein mittelmanganhaltiges Stahlprodukt zum Einsatz bei tiefen Temperaturen und ein Verfahren zu seiner Herstellung in Form eines

Stahlflachproduktes oder eines nahtlosen Rohres.

Insbesondere betrifft die Erfindung die Herstellung eines Stahlproduktes aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit hervorragender Tieftemperaturzähigkeit und/oder hoher Festigkeit, für den Einsatz in Temperaturbereichen bis mindestens minus

196 °C, welcher optional einen TRIP (TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity )-Effekt aufweist. Als Stahlprodukte werden im Folgenden insbesondere Stahlflachprodukte wie Stahlbänder (warm- oder

kaltgewalzt) oder Grobbleche sowie daraus hergestellte, geschweißte Rohre aber auch nahtlose Rohre verstanden.

Aus der europäischen Offenlegungsschrift EP 2 641 987 A2 sind ein

mittelmanganhaltiger hochfester Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahls bekannt. Der Stahl weist eine Kerbschlagzähigkeit von 70 J bei -196 °C auf und besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die

Stahlschmelze): C: bis 0,01 bis 0,06; Mn: 2,0 bis 8,0; Ni: 0,01 bis 6,0; Mo: 0,02 bis 0,6; Si: 0,03 bis zu 0,5; AI: 0,003 bis 0,05; N: 0,0015 bis 0,01 ; P: bis zu 0,02; S: bis zu 0,01 ; sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als die bislang für diesen Einsatzzweck verwendeten bis zu 9 Gewichts-% Nickel enthaltenden Stähle. Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem vorbeschriebenen höherfesten mittelmanganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte: - Aufheizen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von 1000 °C bis 1250 °C, - Walzen der Bramme mit einer Walzendtemperatur von 950°C oder weniger mit einer Reduktionsrate (Walzgrad) von 40 % oder weniger, - Kühlen des gewalzten Stahls auf eine Temperatur von 400°C oder weniger mit einer Kühlrate von 2 °K/s oder mehr, - und im Anschluss an das Kühlen Anlassen des Stahls für 0,5 bis 4 Stunden bei einer Temperatur zwischen 550 °C und 650 °C. Das Gefüge des Stahls weist als

Hauptphase Martensit und 3 bis 15 Vol.-% Restaustenit auf. In der US-Patentschrift 5,256,219 wird ein mittelmanganhaltiger Stahl für ein

Türverstärkerrohr offenbart, der neben Eisen die folgenden Elemente enthält: C: 0,15 bis 0,25%; Mn: 3,4 bis 6,1 %; P: max. 0,03%; S: max. 0,03%; Si: max. 0,6 %; AI: 0,05%; Ni, Cr, Mo: 0 bis 1 %; V: 0 bis 0,15%. Eine Gefügezusammensetzung des Stahls wird nicht beschrieben.

Die US-Patentschrift 5,310,431 offenbart einen korrosionsfesten, martensitischen Stahl, der neben Eisen und Verunreinigungen die folgenden Elemente enthält: C: 0,05 bis 0,15%; Cr: 2 bis 15%; Co: 0,1 bis 10%; Ni: 0,1 bis 4%, Mo: 0,1 bis 2%; Ti: 0,1 bis 0,75%; B: < 0,1 %; N: < 0,02%. Daneben kann der beschriebene Stahl auch beispielsweise < 5% Mn enthalten.

Aus der Offenlegungsschrift US 2014/0230971 A1 ist ein hochfestes Stahlblech mit exzellenten Verformungseigenschaften sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung bekannt. Neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht das Stahlblech aus den folgenden Elementen (in Gew.-%): C: 0,03 bis 0,35; Si: 0,5 bis 3; Mn: 3,5 bis 10; P: < 0,1 ; S: < 0,01 ; N: < 0,08. Eine Mikrostruktur wird mit mehr als 30% Ferrit und mehr als 10% Rest-Austenit angegeben. Auch die Offenlegungsschrift WO 2006/01 1503 A1 beschreibt ein Stahlblech, dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% wie folgt angegeben ist: C: 0,0005 bis 0,3; Si: < 2,5; Mn: 2,7 bis 5; P: < 0,15; S: < 0,015; Mo: 0,15 bis 1 ,5; B: 0,0006 bis 0,01 ; AI: < 0,15 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Kennzeichnend für ein derartiges Stahlband ist ein hoher Elastizitätsmodul von größer 230 Gpa in Walzrichtung.

Die europäische Offenlegungsschrift EP 2 055 797 A1 betrifft eine ferromagnetische, Eisen-basierte Legierung dessen Zusammensetzung eines oder mehrere der folgenden Elemente in Gew.-% enthält: AI: 0,01 bis 1 1 ; Si: 0,01 bis 7; Cr: 0,01 bis 26 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Optional kann die Legierung auch 0,01 bis 5 Gew.-% Mn sowie weitere Elemente enthalten.

Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 1 13 A1 bereits sogenannte TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen, der während einer Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Zum Einsatz kommen TRIP-Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen als Blechplatinen sowie als geschweißte Platinen.

Des Weiteren sind aus der Offenlegungsschrift WO 2005/061 152 A1 Warmbänder aus TRIP/TWIP-Stählen mit Mangan-Gehalten von 9 bis 30 Gewichts-% bekannt, wobei die Schmelze über eine horizontale Bandgießanlage zu einem Vorband zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschließend zu einem Warmband ausgewalzt wird.

Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Stahlprodukt aus einem manganhaltigen Stahl anzugeben, welches kostengünstig herstellbar ist und eine vorteilhafte Kombination von Festigkeits- und

Dehnungseigenschaften bei tiefen Temperaturen sowie optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist. Des Weiteren soll ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahl produktes angegeben werden.

Diese Aufgabe wird durch ein erfindungsgemäßes Stahlprodukt mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben. Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlproduktes wird mit den Merkmalen des Anspruchs 18 oder 22 und dessen Unteransprüchen angegeben. Erfindungsgemäß bietet ein mittelmanganhaltiges Stahlprodukt für

Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit bei -196 °C in Querrichtung von > 50 J/cm ² mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; Ni: 0,005 bis 3, bevorzugt 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei

- für die Legierungszusammensetzung die Gleichung

6 < 1 ,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn,

- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,1 1 < C + AI < 3 erfüllt ist mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn,

- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, Cr, Cu, Ca und Sn,

aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.- % Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit beziehungsweise angelassenem

Martensit, eine hervorragende Tieftemperaturzähigkeit bei Temperaturen unter Raumtemperatur bis mindestens -196°C und eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften.

Die vorgenannten Merkmale bezüglich der beiden Gleichungen und der zusätzlichen Legierungselemente neben Ni sind als Alternativen nebengeordnet zu verstehen und daher jeweils durch„oder" voneinander getrennt. Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen manganhaltigen

Stahlproduktes mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel) auf der Basis der Legierungselemente C, Mn, AI, Mo und Si kostengünstig, da auf eine erhöhte Zugabe von Nickel von bis zu 9 Gewichts-% zur Erreichung der

Tieftemperaturzähigkeit im Allgemeinen verzichtet werden kann. Das

erfindungsgemäße Stahlprodukt weist auch bei tiefen Temperaturen bis mindestens - 196 °C einen stabilen Austenitanteil auf, welcher frühestens bei einer Verformung bei tiefen Temperaturen umwandelt, sonst jedoch metastabil bis stabil vorliegt. Dieser bei den tiefen Temperaturen vorliegende Austenitanteil von mindestens 2 Vol-% verbessert die Tieftemperaturzähigkeit und damit die Dehnungseigenschaften.

Vorteilhaft kann das erfindungsgemäße Stahlprodukt als Substitut für hoch-Ni-haltige Stähle bei Tieftemperaturanwendungen eingesetzt werden, wie zum Beispiel in den Bereichen Schiffsbau, Kesselbau/Behälterbau, Baumaschinen, Transportfahrzeuge, Kranbau, Bergbau, Maschinen- und Anlagenbau, Kraftwerksindustrie, Ölfeld-Rohre, Petrochemie, Windkraftan lagen, Druckrohrleitungen, Präzisionsrohre, Rohre allgemein und zur Substitution hochlegierter Stähle, insbesondere Cr-, CrN, CrMnN-, CrNi-, CrMnNi-Stähle.

Die optional zulegierten Elemente weisen vorteilhaft folgende Gehalte in Gewichts-% auf: Ti: 0,002 bis 0,5; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: < 0,004 und Sn: < 0,5

Das erfindungsgemäße Stahlprodukt, insbesondere in Form eines nahtlosen Rohres, weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus 2 bis 90 Vol.-%, vorzugsweise bis 80 Vol.-% beziehungsweise bis 70 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 20 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit beziehungsweise angelassenen Martensit und optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Ein Teil des Martensits liegt als angelassener Martensit vor und ein Teil des Austenits von bis zu 90 % kann in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vorliegen. Der Stahl kann optional sowohl einen TRIP- als auch einen TWIP-Effekt aufweisen, wobei ein Teil des Austenits während einer nachfolgenden Verformung/ _^ Einformung/

Verarbeitung des Stahlbandes in Martensit umwandeln kann, wobei mindestens 20 % des ursprünglichen Austenits erhalten bleiben müssen, um die

Tieftemperatureigenschaften zu gewährleisten.

Das erfindungsgemäße Stahlprodukt zeichnet sich außerdem durch einen erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung (delayed fracture) und gegenüber Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) aus. Dies wird vorwiegend durch eine Ausscheidung von Molybdänkarbid erreicht, welches als Wasserstofffalle (trap) fungiert. Zudem weist der Stahl einen hohen Widerstand gegenüber

Flüssigmetallversprödung (LME) beim Schweißen auf.

Die Verwendung des Begriffs„bis" in der Definition der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gewichts-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind.

Der erfindungsgemäße Stahl eignet sich insbesondere zur Erzeugung von Grobblech oder von Warm- und Kaltband sowie geschweißten und nahtlosen Rohren, welche mit metallischen oder nichtmetallischen, organischen oder sonstigen anorganischen Überzügen versehen werden können.

In vorteilhafter Weise weist das Stahlprodukt bei Raumtemperatur eine Dehngrenze Rp0,2 von 450 bis 1 150 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 500 bis 2100 MPa und eine Bruchdehnung A50 von mehr als 6 % bis 45 % auf, wobei höheren Zugfestigkeiten tendenziell geringere Bruchdehnungen und umgekehrt zuzuordnen sind. Für die Bruchdehnungsuntersuchungen mit Zugversuch wurde gemäß DIN 50 125 eine Flachprobe mit einer Anfangsmeßlänge A50 verwendet. Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen erheblich von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die

Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben: Kohlenstoff C: C wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,3 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine feine Ausscheidung von Karbiden zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,01 Gewichts-% erforderlich. Für eine optimale Kombination aus mechanischen

Eigenschaften und der Schweißbarkeit wird der C-Gehalt vorteilhaft auf 0,03 bis 0,15 Gewichts-% festgelegt.

Mangan Mn: Mn stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht optional eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gewichts-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die

Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 10 Gewichts-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird, somit die verformungsinduzierten Mechanismen TRIP- und TWIP- Effekt nicht ausreichend wirksam werden und dadurch die

Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von 4 bis < 8 Gewichts-% bevorzugt. Aluminium AI: AI dient zur Desoxidation der Schmelze. Ein AI-Gehalt von 0,003 Gewichts-% und mehr dient zur Desoxidation der Schmelze. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. AI-Gehalte von mehr als 0,03 Gewichts-% desoxidieren die Schmelze vollständig, beeinflussen das Umwandlungsverhalten und verbessern die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften. Gehalte an AI von mehr als 2,9 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere AI-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Daher wird ein maximaler Gehalt von 2,9 Gewichts-% und ein minimaler Gehalt von mehr als 0,003 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt aber weist der Stahl einen AI-Gehalt von 0,03 bis 0,4 Gewichts-% auf.

Des Weiteren sollte optional bei Gehalten an Ni > 0,01 Gewichts-% für die Summe aus C und AI ein Mindestgehalt (in Gewichts-%) von mehr als 0,1 1 und weniger als 3 eingehalten werden, wodurch die Festigkeit des Austenits insbesondere durch C erhöht, jedoch die Ausscheidung unerwünscht grober Karbide durch AI unterdrückt wird. Ein Gehalt an C + AI von 3 Gewichts-% und mehr verschlechtert die

Festigkeitseigenschaften und erschwert die Herstellung. Bei Summengehalten von C + AI von 0,1 1 Gewichts-% oder weniger können Zugfestigkeiten von > 1200 MPa nach der abschließenden Wärmebehandlung mit der angegebenen Legierung nicht erreicht werden.

Silizium Si: Die Zugabe von Si in Gehalten von mehr als 0,02 Gewichts-% behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Gehalte von mehr als 0,8 Gewichts-% führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit, beispielsweise durch Verzinken, negativ. Daher wird ein maximaler Gehalt von 0,8 Gewichts-% und ein minimaler Gehalt von 0,02 Gewichts-% festgelegt. Als optimal haben sich Gehalte von 0,08 bis 0,3 Gewichts-% herausgestellt.

Molybdän Mo: Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und

Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 0,8 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,8 Gewichts-% und ein für eine ausreichende Wirksamkeit erforderliche Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt wird. Als vorteilhaft in Bezug auf eine Festigkeitssteigerung in Kombination mit möglichst geringen Kosten hat sich ein Gehalt an Mo von 0,1 bis 0,5 Gewichts-% erwiesen. Phosphor P: P ist ein Spuren- oder Begleitelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch

Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der

Phosphorgehalt auf werte kleiner 0,04 Gewichts-% begrenzt.

Schwefel S: S ist wie Phosphor als Spuren- oder Begleitelement im Eisenerz gebunden oder wird bei der Erzeugung über die Hochofenroute durch Koks eingetragen. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und

Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine

Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf werte kleiner 0,02 Gewichts-% begrenzt. Stickstoff N: N ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer oder gleich 4% Gewichts-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle mit weniger als 4 Gewichts-% neigen in Gegenwart von freiem Stickstoff zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen

Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen

Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium und/oder Titan sowie Nb, V, B möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,02 Gewichts-% begrenzt.

Titan Ti: Bei optionaler Zugabe wirkt Ti als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Des Weiteren vermindert Ti die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximagehalt an Ti von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,002 festgelegt, um Stickstoff mit Ti vorteilhaft auszuscheiden. Vanadium V: Bei optionaler Zugabe wirkt V als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an V von über 0,1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,006 Gewichts-% festgelegt, welcher für eine Ausscheidung feinster Karbide notwendig ist.

Chrom Cr: Bei optionaler Zugabe steigert Cr die Festigkeit und verringert die

Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 4 Gewichts-% festgelegt, da höhere Gehalte eine

Verschlechterung der Dehnungseigenschaften zur Folge haben. Ein für die

Wirksamkeit minimaler Cr-Gehalt wird mit 0,05 Gewichts-% festgelegt.

Nickel Ni: Die optionale Zugabe von mindestens 0,005 Gewichts-%, vorzugsweise von 0,01 Gewichts-% Nickel bewirkt eine Stabilisierung des Austenits insbesondere bei tieferen Temperaturen und verbessert die Festigkeits- und

Zähigkeitseigenschaften und vermindert die Karbidbildung. Der maximale Gehalt wird hierbei aus Kostengründen auf 3 Gewichts-% festgelegt. Als besonders wirtschaftlich hat sich ein Maximalgehalt an Ni von 1 Gewichts-% herausgestellt. Ein besonders kostengünstiges Legierungssystem kann erreicht werden, wenn in Kombination mit Mangan folgende Bedingung erfüllt ist: 6 <1 ,5 Mn + Ni < 8.

Kupfer Cu: Cu verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von größer 2 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb ein Maximalgehalt von 2 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine festigkeitssteigernde Wirkung durch Cu zu erreichen, wird ein Minimum von 0,05 Gewichts-% festgelegt.

Niob Nb: Bei optionaler Zugabe wirkt Nb als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an Nb von über 0,1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,003 Gewichts-% festgelegt, welcher für eine Ausscheidung feinster Karbide notwendig ist.

Bor B: B verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die

Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei

Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen

Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,008 Gewichts-% verschlechtern die

Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften zunehmend, weshalb der Maximalgehalt auf 0,014 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,0005 Gewichts-% festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen. Kobalt Co: Co erhöht die Festigkeit des Stahls und stabilisiert den Austenit. Gehalte von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Bevorzugt wird ein optionaler Mindestgehalt von 0,003 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den

Festigkeitseigenschaften insbesondere die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst.

Wolfram W: W wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit. Gehalte an W von über 2 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein

Maximalgehalt von 2 Gewichts-% W festgelegt wird. Zur wirksamen Ausscheidung von Karbiden wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,03 Gewichts-% festgelegt.

Zirkonium Zr: Zr wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 1 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein

Maximalgehalt von 1 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine Ausscheidung von Karbiden zu ermöglichen, wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,03 Gewichts-% festgelegt. Kalzium Ca: Ca wird zur Modifikation nichtmetallischer oxidischer Einschlüsse genutzt, welche sonst zu einem unerwünschten Versagen der Legierung durch Einschlüsse im Gefüge, welche als Spannungskonzentrationsstellen wirken und den Metallverbund schwächen, führen könnten. Des Weiteren verbessert Ca die

Homogenität der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte oberhalb von 0,004 Gewichts-% Ca ergeben keinen weiteren Vorteil bei der Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sind aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen zu vermeiden. Daher ist ein optionaler Maximalgehalt von 0,004 Gewichts-% vorgesehen.

Zinn Sn: Sn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch, ähnlich Kupfer, bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein

Maximalgehalt von kleiner 0,5 Gewichts-% vorgesehen wird.

Ein Stahlprodukt in Form eines Stahlflachprodukts, wie zum Beispiel Warmband, Kaltband oder Grobblech, wird erfindungsgemäß geliefert durch ein Verfahren, umfassend die Schritte:

- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend in Gewichts-%: C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente in

Gewichts-%: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Ni: 0,01 bis 3; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5 über die Prozessroute

Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,

- Erwärmen auf eine Walztemperatur von 1050 °C bis 1250 °C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,

- Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 bis 28 mm, mit einer Walzendtemperatur von 650 °C bis 1050 °C, - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 °C bis 600 °C,

- optional Beizen des Warmbandes,

- optional Glühen des Grobbleches oder des Warmbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,

- optional Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter

Temperatur von 60 °C bis 450 °C vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen auf eine Dicke von < 3 mm mit einem Abwalzgrad von 10 bis 90%, vorzugsweise 30 bis 60%,

- optional Glühen des Kaltbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,

- optional Dressieren des Warm- oder Kaltbandes,

- optional elektrolytisches Verzinken, Feuerverzinken oder Beschichten mit einer organischen oder anorganischen Beschichtung, wobei das Stahlflachprodukt eine hervorragende Tieftemperaturzähigkeit bei Temperaturen von unter -196 °C und eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften aufweist.

Im Falle einer Weiterverarbeitung des Stahlflachproduktes zu einem längsnaht- oder spiralnahtgeschweißten Rohr, kann das zur Erzielung der geforderten

Tieftemperaturzähigkeit erforderliche Glühen und damit die Einstellung des

Endgefüges nicht schon am Warm- oder Kaltband sondern optional erst nach der Rohrherstellung erfolgen, wobei das Glühen des Rohres in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h erfolgt. Falls erforderlich, kann das Rohr nach dem Glühen eine ein- oder beidseitige organische oder anorganische

Beschichtung erhalten.

In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen zu dem erfindungsgemäßen Stahl verwiesen.

Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 mm bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 28 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 3 mm warmgewalzt wird. Das erfindungsgemäße Kaltband hat eine Dicke von höchstens 3 mm, vorzugsweise 0,1 mm bis 1 ,4 mm.

Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufig drehenden Walzen, keine originäre Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei- Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Warmwalzen optional entfallen kann.

Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur vor dem ersten Walzstich, in einem oder mehreren Walzstichen stattfinden. Das Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur ist vorteilhaft, um die Walzkräfte zu reduzieren und die Bildung von Verformungszwillingen (TWIP-Effekt) zu begünstigen. Vorteilhafte Temperaturen des Walzgutes vor dem ersten Walzstich betragen 60 °C bis 450 °C. Falls erforderlich, kann das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert werden, wodurch die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur (Topographie) eingestellt wird. Das Dressieren kann beispielsweise mittels des Pretex®-Verfahrens erfolgen. In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlflachprodukt eine Oberflächenveredelung, beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken sowie anstelle der Verzinkung oder additiv eine Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Die Beschichtungssysteme können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.

Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlflachprodukt kann sowohl als Blech,

Blechabschnitt oder Platine verwendet oder zu einem längs- oder spiralnaht geschweißtem Rohr weiterverarbeitet werden.

Sollen als Stahlprodukte nahtlose Rohre hergestellt werden, so können diese erfindungsgemäß vorteilhaft mit folgenden Verfahrensschritten erzeugt werden:

- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; P: < 0,04; S: < 0,02; N:

< 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei

- für die Legierungszusammensetzung die Gleichung

6 < 1 ,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis

3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5,

- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,1 1 < C + AI < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5,

- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;

- Vergießen des Stahls in einem Stranggießverfahren zu einem Strang und Teilen des Strangs in einen Stranggussabschnitt, insbesondere einen massiven Block,

- Erwärmen des Blocks auf eine Umformtemperatur von 700 °C bis 1250 °C,

- Lochen des auf Umformtemperatur befindlichen Blocks zu einem Hohlblock

- Optional Wieder-Erwärmen des Hohlblocks vor einem Warmwalzen auf 700 °C bis 1250 °C

- Warmwalzen zu einem nahtlosen Rohr, beispielsweise in einem Stopfenwalzwerk, Schrägwalzwerk, Lösewalzwerk, Diescherwalzwerk, Asselwalzwerk, Kontiwalzwerk, Pilgerwalzwerk oder einer Stoßbankanlage mit beispielsweise folgendem Ablauf: Fertigung eines Hohlblocks aus einem Vorblock, anschließendes Elongieren

(Strecken) des Hohlblocks zu einer Luppe (dickwandiges Rohr) und Fertigwalzen der Luppe zum Rohr

- Optional Zwischenerwärmen zwischen den Walzschritten auf eine Temperatur von 60 °C bis 1250 °C

- Optional Fertigwalzen des nahtlosen Rohres bei einer Temperatur von

Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450°C unter bevorzugter Ausnutzung des TWIP-Effekts

- Optionales Beizen des Rohres

- Optional Nachwalzen oder Kalibrierwalzen oder sonstige anschließendes Umformen des Rohres beispielsweise Ziehen mittels Reduzierring, Aufweiten oder

Innenhochdruckumformen, optional bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C

- Optional Ausnutzen des TRIP-Effektes bei Umformen von Raumtemperatur bis 60 °C zur Erzielung einer höheren Festigkeit

- Optional Ausnutzen des TWIP-Effektes bei Umformen in einem Temperaturbereich von 60 °C bis 450 °C zur Erzielung einer höheren Restbruchdehnung und höheren Streckgrenze

- Optional abschließendes Wärmebehandeln bei 400 °C bis 900 °C für 1 min bis 24 h in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlich arbeitenden Glüheinrichtung, wobei kürzere Zeiten tendenziell höheren Temperaturen zugeordnet werden und umgekehrt

- Optional Weiterverarbeiten des nahtlosen Rohres zu einem Bauteil mittels

Innenhochdruckumformung, Halbwarmumformung oder Halbwarm- Innenhochdruckumformung.

Unter einem massiven Block (round cast bar) wird im Wesentlichen ein durch Rundstrangguss hergestellter Stranggussabschnitt verstanden, der bereits eine gewünschte Länge aufweist.

Im Zusammenhang mit den vorgenannten Verfahren wird ausdrücklich darauf hingewiesen, dass die als optional angegeben Verfahrensschritte alle oder jede Unterkombination hiervon auch zwingend in dem Verfahren vorgesehen werden können. Als Halbwarmumformung bzw. Halbwarm-Innenhochdruckumformung werden hier Umform- und Innenhochdruckumformverfahren bezeichnet, bei welchen mindestens der erste Umformschritt bei einer Temperatur oberhalb Raumtemperatur bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt bei 60 °C bis 450 °C, stattfindet.

Es wurden Versuche zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlprodukte mit beispielhaften Legierungen 1 und 2 sowie mit einer Normlegierung durchgeführt. Die Normlegierung und Legierungen 1 und 2 enthalten die folgenden Elemente in den aufgeführten Gehalten in Gew.-%:

Die aus den vorgenannten Legierungen hergestellten Stahlprodukte wurden unterschiedlichen Wärmebehandlungen unterzogen und die Kerbschlagarbeit entsprechend dem Charpy Kerbschlagversuch mit V-Kerb gemessen:

Auch wurden Eigenschaften der aus den vorgenannten Legierungen hergestellten Stahlbänder bei gleichem Behandlungszustand bestimmt. Nachfolgend dargestellt sind Kennwerte für Warmband/Grobblech:

Legierung Re (obere Streckgrenze) Rm Bruchdehnung

[MPa] [MPa] (A50) [%]

X8Ni9/1.5662 (Norm) > 585 680 - 820 > 13,7

Leg. 1 790 820 17,6 Leg. 2 855 867 1 1 ,5

Die Bruchdehnung A50 des X8Ni9 wurde gemäß DIN ISO 2566/1 aus der Bruchdehnung A5,65 gemäß Norm auf einen Probenquerschnitt von 20 mm umgerechnet. Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung.