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Title:
METHOD FOR PRODUCING A COLD-ROLLED STEEL STRIP HAVING TRIP-CHARACTERISTICS MADE OF A HIGH-STRENGTH MANGAN-CONTAINING STEEL
Document Type and Number:
WIPO Patent Application WO/2017/211952
Kind Code:
A1
Abstract:
The invention relates to a method for producing a cold-rolled steel strip made of a high-strength mangan-containing steel with TRIP-characteristics, containing (in wt.%) C: 0.0005 to 0.9, Mn: more than 3.0 to 12, with the remaining portion being iron including unavoidable steel-associated elements, with the optional addition of one or more of the following elements (in wt.%): AI: up to 10; Si: up to 6; Cr: up to 6; Nb: up to 1.5; V: up to 1.5; Ti: up to 1.5; Mo: up to 3; Cu: up to 3; Sn: up to 0.5; W: up to 5; Co: up to 8; Zr: up to 0.5; Ta: up to 0.5; Te: up to 0.5; B: up to 0.15; P: max. 0.1, in particular < 0.04; S: max. 0.1, in particular < 0.02; N: max. 0.1, in particular < 0.05; Ca: up to 0.1. According to the invention, in order to improve a corresponding method, the cold-rolling to a required end thickness occurs at a temperature of over 50°C to 400°C before the first impact.

Inventors:
PALZER PETER (DE)
EVERTZ THOMAS DR (DE)
SCHUBERT MARTIN (DE)
Application Number:
PCT/EP2017/063958
Publication Date:
December 14, 2017
Filing Date:
June 08, 2017
Export Citation:
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Assignee:
SALZGITTER FLACHSTAHL GMBH (DE)
International Classes:
C21D7/02; C22C38/02
Domestic Patent References:
WO2014180456A12014-11-13
WO2013124283A12013-08-29
WO2015195062A12015-12-23
WO2005061152A12005-07-07
Foreign References:
CN102912219A2013-02-06
DE102004061284A12005-07-28
DE102015112886A12017-02-09
EP2383353A22011-11-02
DE19727759A11999-01-07
DE102012111959A12014-06-12
DE102009030324A12011-01-05
US20120059196A12012-03-08
US6358338B12002-03-19
US20090074605A12009-03-19
DE102012013113A12013-12-24
Attorney, Agent or Firm:
MOSER GÖTZE & PARTNER PATENTANWÄLTE MBB (DE)
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Claims:
Patentansprüche

1 . Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%):

C: 0,0005 bis 0,9

Mn: mehr als 3,0 bis 12

Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler

Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):

AI: bis 10

Si: bis 6

Cr: bis 6

Nb: bis 1 ,5

V: bis 1 ,5

Ti: bis 1 ,5

Mo: bis 3

Cu: bis 3

Sn: bis 0,5

W: bis 5

Co: bis 8

Zr: bis 0,5

Ta: bis 0,5

Te: bis 0,5

B: bis 0,15

P: max. 0,1 , insbesondere < 0,04

S: max. 0,1 , insbesondere < 0,02

N: max. 0,1 , insbesondere < 0,05

Ca: bis 0,1

dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C erfolgt.

2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich des Kaltwalzens von 70°C bis 250°C erfolgt. 3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass ein Warmband beziehungsweise ein Vorband auf eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, erwärmt oder ein Warmband beziehungsweise ein Vorband eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, bereits aufweist und anschließend auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, kaltgewalzt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen den Walzstichen des Kaltwalzens eine Kühlung des Bandes auf eine Temperatur von 50°C bis 400°C, insbesondere auf eine Temperatur von 70°C bis 250°C, erfolgt.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

C: 0,05 bis 0,42

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Mn: > 5 bis < 10

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

AI: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3 8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1 ,5

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5

10. Verfahren nach den Ansprüchen 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Al + Si + Cr > 1 ,2

1 1 . Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Nb: 0,005 bis 0,4, insbesondere 0,01 bis 0,1

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

V: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3 13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Ti: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Mo: 0,005 bis 1 ,5, insbesondere 0,01 bis 0,6

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Sn: < 0,2, insbesondere < 0,05

16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Cu: < 0,5, insbesondere < 0,1

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

W: 0,01 bis 3, insbesondere 0,2 bis 1 ,5 18. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Co: 0,01 bis 5, insbesondere 0,3 bis 2

19. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält: Zr: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,2

20. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Ta: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1

21 . Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Te: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1

22. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 21 , dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

B: 0,001 bis 0,08, insbesondere 0,002 bis 0,01 23. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:

Ca: 0,005 bis 0,1

24. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlband mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm, vorzugsweise weniger als 4 mm, hergestellt wird, umfassend die Schritte:

- Erschmelzen einer Schmelze eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 , 5 bis 23,

- Vergießen der Schmelze 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,

- Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050°C bis 1250°C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes auf 1000°C bis 1200°C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,

- Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur zwischen 820°C und Raumtemperatur, - Optionales Glühen des Warmbandes mit folgenden Parametern:

Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,

- Kaltwalzen des Warmbandes oder des Vorbandes nach den Schritten gemäß der Ansprüche 1 bis 3,

- Optionales Glühen des Stahlbandes mit folgenden Parametern:

Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,

- Optionales Beizen und/oder Dressieren des Stahlbandes,

- Optionales Beschichten des Stahlbandes mit einer metallischen, organischen oder anorganischen Korrosionsschutzbeschichtung.

25. Verwendung eines Stahlbandes hergestellt nach dem Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 24 zur Herstellung von Bauteilen durch Warm-, Kalt- oder Halbwarmumformung oder zur Herstellung von längs- oder spiralnahtgeschweißten Rohren oder zur Herstellung von Bauteilen für die Automobil- und

Nutzfahrzeugindustrie sowie den Maschinenbau, weiße Ware und das Bauwesen oder zur Anwendung im Tieftemperaturbereich unterhalb 0°C bis -273°C oder als Sicherheitsstahl.

Description:
VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES KALTGEWALZTEN STAHLBANDES MIT TRIP-EIGENSCHFTEN AUS EINEM HOCHFESTEN, MANGANHALTIGEN STAHL

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten, manganhaltigen Stahl. Unter Stahlband werden nachfolgend insbesondere Stahlbänder aber auch Stahlbleche verstanden. Typische

Zugfestigkeiten Rm liegen bei diesen Stählen bei etwa 800 MPa bis 2000 MPa. Die Bruchdehnungen A80 weisen Werte von etwa 3 % bis 40 % auf. Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein höherfester manganhaltiger Stahl, ein Stahlband aus diesem Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahlbandes bekannt. Der Stahl besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die Stahlschmelze): C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1 ,0; AI: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01 sowie Rest Eisen und unvermeidbaren

Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe„V, Nb, Ti" vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Der Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit verbunden eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt.

Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus dem vorbeschriebenen höherfesten manganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte:

- Erschmelzen der vorbeschriebenen Stahlschmelze,

- Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder

Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird,

- Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1 150 bis 1000°C zu bringen,

- Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 bis 800°C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird,

- Haspeln des Warmbandes zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von < 700°C, optionales Glühen des Warmbandes und anschließendes Kaltwalzen auf eine Dicke von höchstens 60 % der Dicke des Warmbandes.

Dieser Stahl kann je nach Legierungslage einen metastabilen Austenit aufweisen mit der Fähigkeit zur spannungsinduzierten Martensitbildung (TRIP-Effekt).

Auch wird in der internationalen Patentanmeldung WO 2005/061 152 A1 ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, gut kalt tiefziehbaren Leichtbaustahl mit einem Mn-Gehalt von 9 bis 30 Gew.-%. beschrieben. Das

Warmband weist neben einer hohen Zugfestigkeit TRIP-Eigenschaften auf. Aus der deutschen Offenlegungsschrift DE 197 27 759 A1 ist ein gut tiefziehfähiger, ultrahochfester austenitischer Leichtbaustahl mit einer Zugfestigkeit bis 1 100 MPa bekannt, der ebenfalls TRIP- und TWIP-Eigenschaften aufweist. Die deutsche Offenlegungsschrift DE 10 2012 1 1 1 959 A1 beschreibt einen hochmanganhaltigen Stahlwerkstoff mit TRIP- und TWIP-Eigenschaften, welcher durch Kaltumformung unterhalb der Raumtemperatur, vorzugsweise im Bereich vom +25°C bis -200°C, eine Steigerung der Härte und Umformbarkeit erfährt. In der deutschen

Offenlegungsschrift DE 10 2009 030 324 A1 wird ein Hochmanganstahl mit geringer Neigung zur Wasserstoffversprödung sowie mit hohen Zugfestigkeiten bei gleichzeitig hohen Werten der Bruchdehnung beschrieben. Die Patentanmeldung US

2012/0059196 A1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von Warmband mit einer horizontalen Bandgießanlage. Das Warmband besteht aus den Hauptbestandteilen Fe, Mn, Si und AI, weist TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften auf und ist geeignet zum Tiefziehen. Auch das Patent US 6 358 338 B1 betrifft ein Verfahren zur

Herstellung eines Stahlbandes aus hochmanganhaltigem Stahl. Zur Erhöhung der Zugfestigkeit und Dehnbarkeit wird das Stahlband nach einem Kaltwalzen einer Rekristallisationsglühung unterworfen. In der Patentanmeldung US 2009/0074605 A1 wird ein hochmanganhaltiges Stahlband mit exzellentem Crash-Verhalten und mit hohen Zugfestigkeits- und Dehnungswerten erzeugt, indem das Stahlband nach dem Warmwalzen kaltgewalzt und anschließend bei 600°C geglüht wird.

Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 1 13 A1 TRIP- Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen. Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP- Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Nachteilig bei diesen manganhaltigen Stählen mit TRIP-Effekt ist, dass bei der Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes der erreichbare Umformgrad wegen der starken Kaltverfestigung des Werkstoffs beim Kaltwalzen und der damit verbundenen hohen Belastung der Walzgerüste begrenzt ist. Um hohe Kaltumformgrade zu erreichen, sind daher oftmals mehrere Kaltwalzschritte mit entsprechend geringen Umformgraden erforderlich, wobei vor einem erneuten Kaltwalzschritt jeweils eine Rekristallisationsglühung vorgenommen werden muss, um den Werkstoff wieder zu entfestigen und damit kaltwalzbar zu machen. Diese Verfahrensweise mit mehreren Kaltwalzschritten mit zwischengeschalteten rekristallisierenden Glühungen ist sehr zeit- und kostenaufwändig und mit zusätzlichen C02-Emissionen verbunden.

Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften anzugeben, mit dem das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke wirtschaftlicher und ökologischer gestaltet werden kann. Zudem soll eine Erzeugungsroute von der Erschmelzung des Stahls bis zum auf die geforderte Enddicke kaltgewalzten Stahlband angegeben werden. Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den jeweiligen Unteransprüchen angegeben.

Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%):

C: 0,0005 bis 0,9

Mn: mehr als 3,0 bis 12

Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (Gehalte in Gewichts-

% und bezogen auf die Stahlschmelze):

AI: bis 10

Si: bis 6

Cr: bis 6

Nb: bis 1 ,5 V: bis 1 ,5

Ti: bis 1 ,5

Mo: bis 3

Cu: bis 3

Sn: bis 0,5

W: bis 5

Co: bis 8

Zr: bis 0,5

Ta: bis 0,5

Te: bis 0,5

B: bis 0,15

P: max. 0,1 , insbesondere < 0,04

S: max. 0,1 , insbesondere < 0,02

N: max. 0,1 , insbesondere < 0,05

Ca: bis 0,1

ist dadurch gekennzeichnet, dass unter Vermeidung des Kaltwalzens bei

Raumtemperatur das Walzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C erfolgt. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung werden hochfeste Stähle als Stähle mit einer Zugfestigkeit von 800 MPa bis 2000 MPa verstanden.

Ursächlich für die starke Kaltverfestigung dieser hochfesten manganhaltigen Stähle mit einem TRIP-Effekt, ist der im Gefüge neben Martensit und/oder Ferrit und/oder Bainit und/oder Perlit enthaltene Anteil an Restaustenit. Dieser Restaustenit kann sich bei entsprechenden Umgebungstemperaturen in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt, sowohl ε als auch α ' -Martensit), wobei bei Raumtemperatur bis etwa 50°C immer ein wesentlicher Anteil an Martensitbildung durch den TRIP-Effekt stattfindet. Dies führt zu einer Verfestigung des Werkstoffs und damit verbunden zur starken Erhöhung der Walzkräfte beim Kaltwalzen bereits während des ersten Stichs und geht mit einer Verringerung des maximalen Umformgrads einher. Das kaltgewalzte Band weist anschließend eine hohe Festigkeit und ein geringes Restumformvermögen auf.

Zusätzlich können durch das Einwirken mechanischer Spannungen

Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) entstehen. Erfindungsgemäß wird nun durch die Anhebung der Umformtemperatur vor dem ersten Stich auf oberhalb von 50°C bis 400°C der TRIP-Umwandlungsmechanismus von Austenit in Martensit ganz oder teilweise unterdrückt, so dass wesentlich höhere Umformgrade beim Walzen in nur einem Walzstich möglich sind.

Der Begriff„Kaltwalzen" wird üblicher Weise häufig auf ein Kaltwalzen bei

Raumtemperatur bezogen. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird der Begriff„Kaltwalzen" auch für ein Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur verwendet. Diese erhöhte Temperatur liegt im Unterschied zum Warmwalzen beim Kaltwalzen gemäß der Erfindung deutlich unter der mit einer Gefügeumwandlung verbundenen AC1 -Umwandlungstemperatur. Auch findet das erfindungsgemäße Kaltwalzen bevorzugt unterhalb einer homologen Temperatur statt, bei gerade der noch keine Kriechvorgänge im Stahlblech auftreten. In der im Anhang dargestellten einzigen Figur 1 , ist der Einfluss der

Umformtemperatur beim Walzen auf das Verfestigungsverhalten des Werkstoffs anhand der Kennwerte von Zugversuchen dargestellt. Im Vergleich zur Umformung bei Raumtemperatur von 20°C werden bei Umformtemperaturen von 100°C oder 200°C deutlich größere Dehnungswerte bei einem deutlich geringeren Anstieg der Zugfestigkeit erreicht.

Vorzugsweise ist vorgesehen, dass ein Warmband beziehungsweise ein Vorband auf eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, erwärmt oder ein Warmband beziehungsweise ein Vorband eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, bereits aufweist und anschließend auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, kaltgewalzt wird. Unter eine Temperatur aufweisend wird verstanden, dass die Temperatur bereits aus einem vorherigen Prozessschritt stammt oder auf dieser Temperatur gehalten wird. Der vorherige Prozessschritt kann ein Wiedererwärmen, ein kontinuierliches oder diskontinuierliches Verarbeiten unter Ausnutzung der vorhandenen Wärme im Warmband beziehungsweise Vorband, insbesondere ein Warmwalzprozess, oder ein Halten der Temperatur in einem Ofen bedeuten. Durch eine Erwärmung des Warmbandes vor dem Kaltwalzen auf die Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt 70°C bis 250°C, wird die Umwandlung von Austenit in Martensit durch Erhöhung der Stapelfehlerenergie bereits im ersten Walzstich wesentlich verringert oder vermieden, so dass das Band während des Kaltwalzprozesses weniger stark verfestigt und mehr Verformungszwillinge (TWIP- Effekt) im Austenit gebildet werden. Daraus resultieren sowohl geringere Walzkräfte als auch ein wesentlich verbessertes Umformvermögen des Bandes während des Walzprozesses. Um die zusätzliche Erwärmung des Bandes auf Grund der

Umformarbeit während der Kaltumformung zu kompensieren und die Bandtemperatur im für den TWIP-Effekt optimalen Bereich zu halten, kann optional zwischen den einzelnen Walzstichen eine Kühlung des Bandes, beispielsweise durch Druckluft oder andere flüssige oder gasförmige Medien, erfolgen.

Das Stahlband weist des Weiteren nach dem Walzen ein beträchtliches

Restumformvermögen auf, da die gebildeten Verformungszwillinge im Austenit sowie eventuell vorhandener Restaustenit durch den TRIP-Effekt bei Raumtemperatur ganz oder teilweise in Martensit umwandeln können, was mit einer Steigerung der maximalen Dehnung und somit einer Verbesserung des Umformvermögens für die Bauteilfertigung aus dem Flachprodukt auch ohne eine zusätzliche, dem

Kaltwalzprozess angeschlossene Glühung verbunden ist.

Zusätzlich bewirkt die Bildung von Verformungszwillingen ein verbessertes Verhalten bei nachfolgenden Umformungen gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung im Vergleich zum Kaltwalzen ohne vorherige Erwärmung mit optional angeschlossenem Glühprozess.

Der für das erfindungsgemäße Verfahren eingesetzte Stahl weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus Ferrit und/oder Martensit und/oder Bainit und/oder Perlit sowie Restaustenit/Austenit auf. Der Anteil an Restaustenit/Austenit kann 5 % bis 80 % betragen. Der Restaustenit Austenit kann bei Anliegen mechanischer Spannungen durch den TRIP-Effekt teilweise oder vollständig in Martensit umwandeln.

Die der Erfindung zugrunde liegende Legierung weist bei entsprechender

mechanischer Beanspruchung einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Wegen der durch den TRIP- und/oder TWIP-Effekt und durch die Erhöhung der

Versetzungsdichte induzierten starken Verfestigung (analog einer Kaltverfestigung) bei Raumtemperatur, erreicht der Stahl sehr hohe Werte an Bruchdehnung, insbesondere an Gleichmaßdehnung, und Zugfestigkeit. Vorteilhaft wird diese Eigenschaft durch den vorhandenen Restaustenit erst bei Mangangehalten von über 3 Gewichts-% erreicht.

Die Verwendung des Begriffs„bis" in den Definitionen der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 Gewichts-% 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

hochfestem Stahlband, welches mit einem metallischen oder nichtmetallischen Überzug, zum Beispiel auf Basis von Zink, versehen werden kann. Eine Anwendung unter anderem im Fahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt und der Hausgerätetechnik ist denkbar. Aufgrund eines hohen Austenitanteils eignet sich der erfindungsgemäß hergestellte Stahl für

Tieftemperaturbeanspruchungen.

In vorteilhafter Weise weist der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von > 800 bis 2000 MPa auf und eine Bruchdehnung A80 von 3 bis 40 %, vorzugsweise von > 8 bis 40 %.

Besonders gleichmäßige und homogene Werkstoffeigenschaften können erreicht werden, wenn der Stahl folgende Legierungszusammensetzung in Gewichts-% aufweist:

C: 0,05 bis 0,42

Mn: > 5 bis < 10

Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler

Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):

AI: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3

Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1 ,5

Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5

Nb: 0,005 bis 0,4, insbesondere 0,01 bis 0,1

B: 0,001 bis 0,08, insbesondere 0,002 bis 0,01

Ti: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3

Mo: 0,005 bis 1 ,5, insbesondere 0,01 bis 0,6

Sn: < 0,2, insbesondere < 0,05 Cu: < 0,5, insbesondere < 0,1

W: 0,01 bis 3, insbesondere 0,2 bis 1 ,5

Co: 0,01 bis 5, insbesondere 0,3 bis 2

Zr: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,2

Ta: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1

Te: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1

V: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3

Ca: 0,005 bis 0,1 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 stark 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: 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 0,9 Gewichts-% festgelegt wird. Der Mindestgehalt wird mit 0,0005 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt wird ein Gehalt von 0,05 bis 0,42 Gewichts-%, da in diesem Bereich das Verhältnis von Restaustenit zu anderen Phasenanteilen besonders vorteilhaft eingestellt werden kann.

Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte < 3 Gewichts-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von über 12 Gewichts-% der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die Streckgrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von über 5 bis < 10 Gewichts-% bevorzugt, da in diesem Bereich das Verhältnis der Phasenanteile zueinander und die Umwandlungsmechanismen während des Walzens auf Enddicke vorteilhaft beeinflusst werden können.

Aluminium AI: Verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der

erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte von mehr als 10 Gewichts-% AI

verschlechtern die Dehnungseigenschaften und bewirken ein überwiegend sprödes Bruchverhalten. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren

Mangangehalten wird ein AI-Gehalt von 0,1 bis 5 Gewichts-% bevorzugt, um die Festigkeit bei gleichzeitig guter Dehnung zu erhöhen. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 3 Gewichts-% ermöglichen eine besonders hohe Festigkeit und Bruchdehnung.

Silizium Si: Behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Gehalte von mehr als 6 Gewichts-% verhindern eine Weiterverarbeitung durch Kaltwalzen aufgrund einer Versprödung des Werkstoffs. Daher wird ein maximaler Gehalt von 6 Gewichts-% festgelegt. Optional wird ein Gehalt von 0,05 bis 3 Gewichts-% festgelegt, da Gehalte in diesem Bereich die Umformeigenschaften positiv

beeinflussen. Als besonders vorteilhaft für die Umform- und

Umwandlungseigenschaften haben sich Si-Gehalte von > 0,1 bis 1 ,5 Gewichts-% herausgestellt.

Chrom Cr: Verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 6 Gewichts- % festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Dehnungseigenschaften und wesentlich höhere Kosten zur Folge haben. Für den erfindungsgemäßen

Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Cr-Gehalt von 0,1 bis 4

Gewichts-% bevorzugt, um die Ausscheidung grober Cr-Karbide zu vermindern. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 2,5 Gewichts-% haben sich als vorteilhaft für die Stabilisierung des Austenits und die Ausscheidung feiner Cr-Karbide erwiesen. Um die vorteilhaften Eigenschaften einer Zugabe von AI und Si zusätzlich zu Cr zu erreichen, sollte der Gesamtgehalt von AI + Si + Cr mehr als 1 ,2 Gewichts-% betragen. Molybdän Mo: Wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Mo-Gehalt von 0,005 bis 1 ,5 Gewichts-% bevorzugt, um die Ausscheidung zu großer Mo-Karbide zu vermeiden. Insbesondere Gehalte von 0,01 bis 0,6 Gewichts-% bewirken die Ausscheidung gewünschter Mo-Karbide bei gleichzeitig verringerten Legierungskosten.

Phosphor P: Ist ein Spurenelement 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 in hohem 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 maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt, wobei Gehalte von < 0,04 Gewichts-% aus oben genannten Gründen vorteilhaft angestrebt werden.

Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. 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 Tiefvakuumbehandlung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt. Insbesondere vorteilhaft ist die Begrenzung auf < 0,2 Gewichts-%, um die

Ausscheidung von MnS zu vermindern. Stickstoff N: Ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer gleich 4 Gewichts- % Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle mit < 4 Gewichts-% Mn, die freien Stickstoff enthalten, neigen 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, Vanadium, Niob oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt, wobei Gehalte von < 0,05 Gewichts-% zur weitgehenden Vermeidung der Bildung von AIN bevorzugt angestrebt werden.

Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1 Gewichts-% pro Element). Sie wirken im Gegensatz zu den

Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen

Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark.

Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.

Vanadium V und Niob Nb: Diese wirken insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und

Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte von über 1 ,5 Gewichts-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein Mindestgehalt von größer gleich 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,6 (V) bzw. 0,4 (Nb) Gewichts-% vorgesehen, in welchem die Legierungselemente vorteilhaft eine Kornfeinung bewirken. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit bei gleichzeitig optimaler Kornfeinung können die Gehalte an V weiterhin auf 0,01

Gewichts-% bis 0,3 Gewichts-% und die Gehalte an Nb auf 0,01 bis 0,1 Gewichts-% eingeschränkt werden.

Tantal Ta: Tantal wirkt ähnlich wie Niob als Karbidbildner kornfeinend und verbessert dadurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften. Gehalte von über 0,5 Gewichts-% bewirken keine weitere Verbesserung der Eigenschaften. Daher wird optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-%, in welchem die Kornfeinung vorteilhaft bewirkt werden kann. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit und Optimierung der Kornfeinung wird insbesondere bevorzugt ein Gehalt von 0,01 Gewichts-% bis 0,1 Gewichts-% angestrebt.

Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 1 ,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt an Ti von 1 ,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 und ein Maximalgehalt von 0,6 Gewichts-% festgelegt, in welchem Ti vorteilhaft ausgeschieden wird. Bevorzugt wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3

Gewichts-% vorgesehen, welcher ein optimales Ausscheidungsverhalten bei geringen Legierungskosten gewährleistet.

Zinn Sn: Zinn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch ähnlich wie 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 < 0,5 Gewichts-% vorgesehen wird. Bevorzugt werden aus oben genannten Gründen Gehalte von < 0,2 Gewichts-% eingestellt. Insbesondere vorteilhaft zur Vermeidung niedrig schmelzender Phasen und Risse im Gefüge werden Gehalte von < 0,05 Gewichts-% bevorzugt.

Kupfer Cu: Verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb ein Maximalgehalt von 3

Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Maximalgehalt von < 0,5 Gewichts-% vorgesehen, bei welchem das Auftreten von Rissen beim Gießen und Warmwalzen vorteilhaft verhindert werden kann. Als insbesondere vorteilhaft zur Vermeidung niedrig schmelzender Phasen und zur Vermeidung von Rissen haben sich Cu- Gehalte von < 0,1 Gewichts-% herausgestellt.

Wolfram W: Wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt, in welchem vorteilhaft die Ausscheidung von Karbiden stattfindet.

Insbesondere wird ein Minimalgehalt von 0,2 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 1 ,5 Gewichts-% bevorzugt, welcher ein optimales Ausscheidungsverhalten bei niedrigen Legierungskosten ermöglicht.

Kobalt Co: Erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 8 Gewichts-% verschlechtern die

Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 8 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von < 5 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt, welche die Festigkeit und Warmfestigkeit vorteilhaft verbessern. Bevorzugt wird ein Minimalgehalt von 0,3 Gewichts-% und ein

Maximalgehalt von 2 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den

Festigkeitseigenschaften die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst. Zirkonium Zr: Wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein

Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% festgelegt, da in diesem Bereich vorteilhaft Karbide ausgeschieden werden.

Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,2 Gewichts-% vorgesehen, welche vorteilhaft eine optimale Karbidausscheidung bei niedrigen Legierungskosten ermöglichen.

Bor 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 0,15 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,08 Gewichts-% festgelegt, in welchem die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft genutzt wird. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,002 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,01 Gewichts-%, welche eine optimale Nutzung zur Festigkeitssteigerung bei

gleichzeitiger Verbesserung des Umwandlungsverhaltens ermöglichen. Tellur Te: Verbessert die Korrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften sowie die Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von MnS, welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gelängt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein

Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% festgelegt, welche die mechanischen

Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöhen. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% bevorzugt, welche eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.

Kalzium 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. Um eine entsprechende Wirkung zu entfalten, ist optional ein Mindestgehalt von 0,0005 Gewichts-% notwendig. Gehalte von oberhalb 0,1 Gewichts-% bringen keinen weiteren Vorteil bei der Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sollten aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen vermieden werden. Daher ist ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% vorgesehen.

Eine erfindungsgemäße Erzeugungsroute von der Erschmelzung des Stahls bis zum fertigen Stahlband mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm, vorzugsweise weniger als 4 mm, aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl umfasst die Schritte:

- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%):

C: 0,0005 bis 0,9

Mn: mehr als 3,0 bis 12

Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler

Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):

AI: bis 10

Si: bis 6

Cr: bis 6

Nb: bis 1 ,5 V: bis 1 ,5

Ti: bis 1 ,5

Mo: bis 3

Cu: bis 3

Sn: bis 0,5

W: bis 5

Co: bis 8

Zr: bis 0,5

Ta: bis 0,5

Te: bis 0,5

B: bis 0,15

P: max. 0,1 , insbesondere < 0,04

S: max. 0,1 , insbesondere < 0,02

N: max. 0,1 , insbesondere < 0,05

Ca: bis 0,1

- 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,

- Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050°C bis 1250°C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes auf 1000°C bis 1200°C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,

- Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur zwischen 820°C und Raumtemperatur,

- Optionales Glühen des Warmbandes mit folgenden Parametern:

Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,

- Unter Vermeidung des Kaltwalzens bei Raumtemperatur, Walzen des Warmbandes mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm zu einem gewalzten Stahlband bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C.

- Optionales Glühen des Stahlbandes mit folgenden Parametern:

Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden. - Optionales Beizen und/oder Dressieren des Stahlbandes

- Optionales Beschichten des Stahlbandes mit einer Korrosionsschutzbeschichtung In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen 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 Warmband mit einer Dicke von 20 mm bis 1 ,5 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 1 mm warmgewalzt wird. Das

erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband hat eine Dicke von

beispielsweise > 0,15 mm bis 10 mm.

Für das Warmwalzen des Vorbandes aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen den einzelnen Walzstichen des

Warmwalzens sind Wiedererwärm-Temperaturen im Bereich von 720°C bis 1200°C vorgesehen. Müssen nur noch wenige Walzstiche erfolgen, kann die Wiedererwärm- Temperatur am unteren Ende des Bereichs gewählt werden. Das Warmband kann optional einer Wärmebehandlung im Temperaturbereich zwischen 580°C und 820°C für 1 Minute bis 48 h unterzogen werden, wobei höhere Temperaturen kürzeren Behandlungszeiten und umgekehrt zugeordnet werden. Die Glühung kann sowohl in einer Haubenglühe (längere Glühzeiten), als auch beispielsweise in einer Durchlaufglühe (kürzere Glühzeiten) erfolgen. Die optionale Glühung dient zur Reduktion der Festigkeit und/oder der Erhöhung des

Restaustenitanteils des Warmbandes vor dem Kaltwalzprozess, wodurch die Umformeigenschaften für den nachfolgenden Prozess vorteilhaft verbessert werden.

Im Anschluss an den Warmwalzvorgang erfolgt das Kaltwalzen bei erfindungsgemäß erhöhter Temperatur des Warmbandes mit dem Ziel, die für die Endanwendung benötigten Dicken von > 0,15 mm bis 10 mm des Stahlbandes einzustellen. Hieran anschließend kann optional ein weiterer Glühprozess durchgeführt werden gegebenenfalls gekoppelt mit einem Beschichtungsprozess und abschließend einem Dressierprozess, mit dem die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur eingestellt wird. Vorzugsweise wird das Stahlband schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen. Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlband weist eine Zugfestigkeit Rm > 800 bis 2000 MPa und eine Bruchdehnung A80 von 3 bis 40 %, vorzugsweise > 8 bis 40 % auf. Hierbei sind hohen Festigkeiten tendenziell niedrigeren Bruchdehnungen zuzuordnen und umgekehrt. Das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband kann dann beispielsweise als Blechabschnitt, Coil oder Tafel durch Kaltumformung bei Raumtemperatur oder durch Halbwarmumformung bei Temperaturen von 60°C bis unterhalb der AC3, vorzugsweise < 450°C zu einem Bauteil verarbeitet werden, wobei durch das erhebliche Restumformvermögen auf eine Zwischenglühung je nach Anwendungsfall verzichtet werden kann.

In weiteren Verarbeitungsstufen kann das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband zu längs - oder spiralnahtgeschweißten Rohren verarbeitet werden, wobei auch hier durch das erhebliche Restumformvermögen des Stahlbandes auf eine Zwischenglühung je nach Anwendungsfall verzichtet werden kann. Das Rohr kann dabei eine äußere und/oder innere metallische, organische oder anorganische Beschichtung aufweisen.

Das so gefertigte Rohr kann dann weiter verformt, beispielsweise gezogen oder aufgeweitet oder mittels Innenhochdruck umgeformt und zu einem Bauteil weiterverarbeitet werden.

Anwendungsbereiche sind dabei vor allem die Automobil- und Nutzfahrzeugindustrie sowie der Maschinenbau, weiße Ware, Bauwesen, und Anwendungen bei

Temperaturen unterhalb 0°C sowie als Sicherheitsstahl. Sicherheitsstähle werden verwendet, um Fahrzeuge und Gebäude gegen Beschüsse und Ansprengungen zu schützen, und weisen eine hohe Härte und Zähigkeit auf.

Es wurden Versuche zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder mit beispielhaften Legierungen 1 bis 4 durchgeführt. Die Legierungen 1 bis 4 enthalten die folgenden Elemente

aufgeführten Gehalten in Gew.-%:

Die aus den vorgenannten Legierungen 1 bis 4 hergestellten Stahlbänder wurden zum Vergleich kaltgewalzt, d.h. bei Raumtemperatur und somit unter 50°C, und auch erfindungsgemäß bei 250°C gewalzt. Die gemessenen Walzkräfte sind nachfolgend angegeben:

Unter kumulierter Walzkraft wird das Aufaddieren der Walzkräfte der einzelnen Stiche verstanden, um ein vergleichbares Maß für den Kraftaufwand zu erhalten. Die Walzkraft wurde auf eine Bandbreite von 1000 mm normiert. Der Umformgrad e ist definiert als Quotient der Dickenänderung Ad des untersuchten Stahlbandes durch die Anfangsdicke dO des untersuchten Stahlbandes. Die Walzkraftreduktion ist die errechnete Verringerung der Walzkraft bei 250 °C im Vergleich mit der Walzkraft beim Kaltwalzen.

Auch wurde die Bruchdehnung A50 ausgewertet:

Legierung Bruchdehnung A50 Bruchdehnung A50

[%] kaltgewalzt [%] gewalzt bei 250

°C 1 2,0 15,5

2 2,5 20,5

3 3,5 19,0

4 3,0 18,5

Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung.