Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem mittelmanganhaltigen Stahlflachprodukt mit 4 bis 12 Gew.-% Mn, vorzugsweise mehr als 5 bis weniger als 10 Gew.-% Mn, und mit TRI P/TW IP-Effekt. Auch betrifft die Erfindung ein nach diesem Verfahren hergestelltes Bauteil und eine Verwendung für ein derartiges Bauteil. Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein Stahlflachprodukt aus einem manganhaltigen Stahl bekannt, der eine Zugfestigkeit von 900 bis 1500 MPa aufweist und aus den folgenden Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent und bezogen auf die Stahlschmelze) besteht: 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 unvermeidbare 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. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als

hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt.

Höherfeste Stähle mit einem mittleren Mangangehalt sind auch aus den

Offenlegungsschriften US 2012/0070330 A1 und DE 10 2008 005 158 A1 bekannt. Die US 2012/0070330 A1 bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem höherfesten Stahl mit einem mittleren Mangangehalt von 4 bis 14 Gew.-% Mn. Im Zuge der Herstellung wird das Stahlband bei einer

Walztemperatur von 60°C bis 500°C während des Walzens mit einer Walzreduktion R von 20% bis 70% gewalzt. Auch 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. TRIP- Stähle eignen sich für den Einsatz u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen, als Blechplatinen, sowie als geschweißte Platinen.

Weitere Stähle mit TRIP und/oder TWIP-Eigenschaften werden in den

Offenlegungsschriften US 2007/0289717 A1 , DE 10 2012 1 1 1 959 A1 , WO

2013/064698, WO 2005/061 152 A1 und US 2006/0179638 genannt. Auch die

Patentschriften DE 10 2004 054 444 B3 und US 6,387,192 B1 offenbaren Stähle mit TRIP/TWIP-Eigenschaften.

Des Weiteren ist in der deutschen Patentschrift DE 10 2013 104 298 B4 als

Umformverfahren für mittel- oder hochmanganhaltige Stahlbänder ein Walzprofilieren beschrieben, das auch als Rollformen bezeichnet wird. Das Rollformen

beziehungsweise Walzprofilieren ist ein kontinuierliches Biegeverfahren, bei dem die Stahlbänder von einer Vielzahl Walzenpaaren schrittweise bis zu Walzprofilprodukten in einer gewünschten Endform umgeformt werden. Häufig erfolgte eine Kombination des Rollformens mit anderen Fertigungsverfahren wie beispielsweise Stanzen, Längsschweißen oder Prägen, um nahezu beliebige Profilformen auch mit über Bauteillänge veränderlichen Querschnitten herzustellen.

Ein weiteres bekanntes Umformverfahren, das sogenannte

Innenhochdruckumformen, ist beispielsweise an Hand einer

Innenhochdruckumformung von Rohren in der Offenlegungsschrift DE 10 2008 014 213 A1 beschrieben. Hierbei werden rohrförmige Werkstücke in mindestens zweiteilige Werkzeuge eingelegt und mit einem Wirkmedium, das unter hohem Druck steht, innenseitig beaufschlagt. Hierdurch wird das Werkstück aufgeweitet, in eine Gravur beziehungsweise Geometrie des Werkzeugs geformt, teilweise

nachgeschoben und erhält somit die Form des Werkzeugs. Der Werkstoff muss dabei so ausgelegt sein, dass auch lokal eine hohe Umformung ohne Werkstoffversagen aufgenommen werden kann. Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem mittelmanganhaltigen

Stahlflachprodukt, ein nach diesem Verfahren hergestelltes Bauteil und eine

Verwendung hierfür zu schaffen, die sich durch eine Verbesserung der Umformgrade des umgeformten Bauteils bei gleichzeitiger Verringerung der Umformkräfte auszeichnen. Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem mittelmanganhaltigen Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Anspruchs 1 , ein nach diesem Verfahren hergestelltes Bauteil mit den Merkmalen des Anspruchs 15 und eine Verwendung für dieses Bauteil gemäß Anspruch 16 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.

Erfindungsgemäß wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem mittelmanganhaltigen Stahlflachprodukt mit 4 bis 12 Gew.-% Mn, vorzugsweise mehr als 5 bis weniger als 10 Gew.-% Mn, und mit TRI P/TW IP-Effekt, umfassend den Schritt: - Umformen des Stahlflachprodukts zu einem Bauteil mit einem ersten Umformschritt bei einer Temperatur des Stahlflachprodukts von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, erreicht, dass bei einem Umformen des Stahlflachprodukts zu einem Bauteil der maximale Umformgrad des umgeformten Stahlflachprodukts durch Verringerung der Verfestigung während des Umformens erhöht wird. Das vorgenannte Merkmal - mit einem ersten Umformschritt bei einer Temperatur - wird dahingehend verstanden, dass vor dem ersten Umformschritt die gewünschte Temperatur bereits erreicht ist und nicht erst durch die Umformung an sich entsteht. Mit der Erhöhung der Temperatur vor der ersten Umformung geht auch eine Verringerung der erforderlichen Umformkräfte einher. Auch wird eine Erhöhung des Restumformvermögens der umgeformten Bauteile mit Zugfestigkeiten von größer 800 MPa bis 2000 MPa bei Bruchdehnungen von größer 3 % in den am stärksten umgeformten Bereichen bewirkt. Das Vorwärmen des Stahlflachprodukts kann für das Coil oder das abgewickelte Band- oder Tafelmaterial erfolgen. Durch das Umformen mit dem erfindungsgemäßen Vorwärmen des Stahlflachprodukts vor dem ersten Umformschritt wird während des Umformvorgangs eine Umwandlung von

metastabilen Austenit in Martensit (TRIP-Effekt) ganz oder teilweise unterdrückt, wobei sich im Austenit Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) bilden können. Hierdurch wird die erfindungsgemäße und vorteilhafte Vermeidung der Verfestigung und eine Reduktion der Umformkräfte erreicht, sowie dadurch das Gesamtumformvermögen erhöht.

Vorteilhafter Weise ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt auf eine Temperatur von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise auf 60 °C bis 450 °C, vorgewärmt wird. In einer weiteren Verfahrensvariante ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt mit weiteren Umformschritten bei einer Temperatur des Stahlflachprodukts von

Raumtemperatur bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von Raumtemperatur bis 450 °C, zu einem Bauteil umgeformt wird. Hierdurch können gezielt Verformungszwillinge eingebracht werden, welche bei Raumtemperatur weiter in Martensit umwandeln und dadurch das Energieaufnahmevermögen erhöhen und einen höheren Umformgrad zulassen.

Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird Raumtemperatur als im Bereich zwischen 15 bis 25 °C liegend definiert.

In einer weiteren Verfahrensvariante ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt mit weiteren Umformschritten bei einer Temperatur des Stahlflachprodukts von -100 °C bis 60 °C zu einem Bauteil umgeformt wird. Hierdurch wird gezielt metastabiler Austenit in Martensit umgewandelt, wodurch die Festigkeit in den dem betroffenen Bereich des Stahlflachprodukts deutlich erhöht wird.

Besonders vorteilhaft kann das Stahlflachprodukt mit weiteren Umformschritten bei einer Temperatur von -100 °C bis unterhalb Ac3, zu einem Bauteil umgeformt werden. Die Umformung bei tiefen Temperaturen wird in den letzten Umform schritten eingesetzt.

Besonders vorteilhaft ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt mit den weiteren einzelnen Umformschritten bei unterschiedlichen Temperaturen, die jeweils lokal begrenzt sein können, zu einem Bauteil umgeformt wird. Hierdurch kann optional eine gezielte und lokale Einstellung von Festigkeits- und Dehnungseigenschaften des Bauteils durch die Variation der Umformtemperatur erreicht werden. Somit erfolgt lokal eine gezielte Einstellung von Eigenschaften durch lokales Kühlen oder Erhitzen. Durch gezieltes Abkühlen werden vor allem höhere Festigkeiten und durch lokales Erwärmen höhere Restdehnungen beziehungsweise ein höheres Umformvermögen erreicht.

In einer Variante ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt von einer Seite vorgewärmt wird. Alternativ kann vorgesehen werden, dass das Stahlflachprodukt von beiden Seiten vorgewärmt wird. Um das erfindungsgemäße Temperaturfenster für die Umformung einzuhalten, kann das Stahlflachprodukt beim Umformen zwischen den Umformschritten auf

Temperaturen zwischen -100 °C bis unterhalb Ac3 - je nach der gewünschten Verfahrensweise - zwischenerwärmt oder zwischengekühlt werden.

Besonders vorteilhaft eignet sich das Verfahren, um das Stahlflachprodukt mittels Rollumformen umzuformen. Im Zuge des Rollumformens erfährt das Stahlflachprodukt mindestens eine

Abkantung, eine Stauchung, eine bereichsweise Dickenreduktion, eine Prägung, eine Stanzung oder ein Einnuten oder Kombinationen hiervon in einer Vielzahl von aufeinander abfolgenden Verformungs- oder Bearbeitungsschritten. Auch können Bauteile in Form von geschlossenen Profilen erzeugt werden, welches optional nach dem Rollumformen hierzu geschweißt, vorzugsweise längsnahtgeschweißt, werden.

Auch eignet sich das Verfahren besonders vorteilhaft, um das Stahlflachprodukt mittels Innenhochdruckumformen umzuformen. Das Innenhochdruckumformen erfolgt vorzugsweise mittels festen, flüssigen oder gasförmigen Wirkmedien. In bekannter Weise wird im Zuge des Innenhochdruckumformens das Stahlflachprodukt, insbesondere ein gewalztes Warm- oder Kaltband, zu einem Spaltrohr eingeformt und dann zu einem Rohr längsnahtgeschweißt oder alternative spiralförmig eingeformt und zu einem Rohr spiralnahtgeschweißt. Anschließend erfolgt bevorzugt aber optional ein Glühen des Rohres (500 bis 850 °C, 30 Sekunden bis 12 h) unmittelbar nach dem Längsnahtschweißen oder Spiralnahtschweißen, beispielsweise induktiv oder im Durchlaufofen oder in stationären Ofeneinheiten, wie beispielsweise im Herdofen oder Muffelofen. Alternativ kann bei einem geringen Umformgrad und ausreichender verbleibender Restduktilität für die anschließende

Innenhochdruckumformung auf die Glühung verzichtet werden und somit eine Weiterverarbeitung im verfestigten Zustand erfolgen. Anschließend erfolgt das erfindungsgemäße Innenhochdruckumformen bei einer bevorzugten Temperatur von 60 bis 450 °C. Die Erwärmung erfolgt vorzugsweise über das Wirkmedium. Das Umformen kann in mehreren Schritten erfolgen. Das Bauteil weist nach dem

Halbwarm-Innenhochdruckumformen vorzugsweise noch mindestens 50 % des Ausgangsaustenitanteils auf. Ein vorteilhafter Temperaturbereich für das Innenhochdruckumformen liegt zwischen 60 und 450 °C.

In Bezug auf das über Rollumformen oder Innenhochdruckumformen erhaltene Bauteil ergeben sich folgende Abhängigkeiten von Zugfestigkeit Rm in MPa und Bruchdehnung A80 in %:

Rm von 700 bis 800 MPa: Rm x A80 > 15400 bis zu 50000 MPa% Rm von über 800 bis 900 MPa: Rm x A80 > 14400 bis zu 50000 MPa% Rm von über 900 bis 1 100 MPa: Rm x A80 > 13500 bis zu 45000 MPa% Rm von über 1 100 bis 1200 MPa Rm x A80 > 13200 bis zu 45000 MPa% Rm von über 1200 bis 1350 MPa Rm x A80 > 1 1200 bis zu 45000 MPa% Rm von über 1350 bis 1800 MPa Rm x A80 > 8000 bis zu 45000 MPa% Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 > 4000 bis zu 30000 MPa% Besonders bevorzugt ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%) hergestellt wird, um insbesondere die beschriebenen Vorteile zu erreichen:

C: 0,0005 bis 0,9, vorzugsweise 0,05 bis 0,35

Mn: 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10

Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von:

AI: 0 bis 10, bevorzugt 0,05 bis 5, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 3

Si: 0 bis 6, bevorzugt 0,05 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,1 bis 1 ,5

Cr: 0 bis 6, bevorzugt 0,1 bis 4, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 2,5 Nb: 0 bis 1 , bevorzugt 0,005 bis 0,4, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1 V: 0 bis 1 ,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3 Ti: 0 bis 1 ,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3 Mo: 0 bis 3, bevorzugt 0,005 bis 1 ,5, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,6 Sn: 0 bis 0,5, bevorzugt kleiner 0,2, insbesondere bevorzugt kleiner 0,05

Cu: 0 bis 3, bevorzugt kleiner 0,5, insbesondere bevorzugt kleiner 0,1

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

Co: 0 bis 8, bevorzugt 0,01 bis 5, insbesondere bevorzugt 0,3 bis 2

Zr: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,2 Ta: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1 Te: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1 B: 0 bis 0,15, bevorzugt 0,001 bis 0,08, insbesondere bevorzugt 0,002 bis 0,01 P: kleiner 0,1 , bevorzugt kleiner 0,04

S: kleiner 0,1 , bevorzugt kleiner 0,02

N: kleiner 0,1 , bevorzugt kleiner 0,05.

Dieses Stahlflachprodukt aus dem mittel-manganhaltigen TRIP(TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP(TWinning Induced Plasticity)-Stahl weist eine hervorragende Kalt- und Halbwarmumformbarkeit, erhöhten Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung (delayed fracture), gegen

Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) nach der Umformung sowie gegen Flüssigmetallversprödung (LME) beim Schweißen auf.

In üblicher Weise wird das vorbeschriebene Stahlflachprodukt mit einer nachfolgend angeführten Erzeugungsroute hergestellt:

- Erschmelzen einer Stahlschmelze mit der vorstehend beschriebenen chemischen Zusammensetzung in einem über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk 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 des Vorbandes auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze (erste Hitze) heraus,

- Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 20 bis 0,8 mm mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C,

- Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 bis 800°C,

- Beizen des Warmbandes,

- Glühen des Warmbandes in einer Durchlauf- oder Haubenglühanlage

beziehungsweise in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min. bis 24 h und Temperaturen von 500 bis 840°C,

- optionales Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur, bevorzugt mit einem Vorwärmen auf 60 bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 bis 450°C vor dem ersten Walzstich zur Verringerung der Walzkräfte und Bildung von

Verformungszwillingen im Austenit und bedarfsweisem Kühlen oder Erwärmen zwischen den Walzstichen auf 60 °C bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 bis 450 °C,

- optionales Glühen bei 500 bis 840 °C für 1 min bis 24 h in einer Durchlaufglühanlage oder Haubenglühanlage,

- optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes oder Aufbringen einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung.

Anschließend findet die erfindungsgemäße Umformung, insbesondere das

Rollumformen oder Innenhockdruckumformen, des Stahlflachproduktes zu einem Bauteil statt.

Das nach dieser Erzeugungsroute hergestellte Stahlflachprodukt weist ein Gefüge mit einem Austenitanteil von 10 bis 80 % auf, 20 bis 90 % Martensit, Ferrit und Bainit, wobei mindestens 30 % des Martensits als angelassener Martensit vorliegen.

Bevorzugt weist das Gefüge 40 bis 80 % Austenit, weniger als 20 % Ferrit/Bainit und Rest Martensit auf.

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 0,8 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird. Das Kaltband hat eine Dicke von üblicherweise unter 3 mm, vorzugsweise 0,1 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 gegenläufigen Walzen, keine Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei-Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Erwärmen und Warmwalzen optional entfallen kann.

Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur mit einer Erwärmung vor dem ersten Walzstich und/oder Erwärmungen in einem weiteren oder zwischen 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 unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 bis 450°C.

Erfolgt das Kaltwalzen in mehreren Walzstichen ist es vorteilhaft, das Stahlband zwischen den Walzstichen auf eine Temperatur von 60°C bis unterhalb Ac3- Temperatur, bevorzugt 60 bis 450°C, zwischen zu erwärmen bzw. herunter zu kühlen, da der TWIP-Effekt in diesem Bereich besonders vorteilhaft zum Tragen kommt. Je nach Walzgeschwindigkeit und Umformgrad kann sowohl ein Zwischenerwärmen, bspw. bei sehr niedrigen Umformgraden und Walzgeschwindigkeiten, als auch eine zusätzliche Kühlung, bedingt durch die Erwärmung des Werkstoffs beim schnellen Walzen und hohen Umformgraden, vorgenommen werden. Nach einem Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur ist das Stahlband zur Wiederherstellung ausreichender Umformeigenschaften in einer Durchlaufglühanlage Durchlauf- oder Haubenglühanlage beziehungsweise in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage vorteilhaft bei einer Glühzeit von 1 min. bis 24 h, vorzugsweise kleiner 10 min., und Temperaturen von 500 bis 840°C zu glühen. Falls zur Erzielung bestimmter Werkstoffeigenschaften erforderlich, kann dieser

Glühvorgang auch bei dem bei erhöhter Temperatur gewalzten Stahlband erfolgen.

Nach der Glühbehandlung wird das Stahlband vorteilhaft auf eine Temperatur von 250°C bis Raumtemperatur abgekühlt und anschließend, falls erforderlich, zur Einstellung der geforderten mechanischen Eigenschaften, im Zuge einer

Alterungsbehandlung, auf eine Temperatur von 300 bis 450°C wieder erwärmt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min. gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Alterungsbehandlung kann vorteilhaft in einer Durchlaufglühanlage durchgeführt werden.

Das so hergestellte Stahlflachprodukt kann optional elektrolytisch verzinkt oder feuerverzinkt werden. In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlband anstelle oder nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Dies können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.

Erfindungsgemäß kann nach dem vorbeschriebenen Verfahren ein umgeformtes Bauteil hergestellt werden. Das vorzugsweise bei erhöhter Temperatur umgeformte Bauteil weist bei gleichem Umformgrad mindestens die gleichen oder höhere

Festigkeitseigenschaften (Streck-/Dehngrenze und/oder Zugfestigkeit) im Vergleich zu einem bei Raumtemperatur umgeformten Bauteil auf, wobei die Bruchdehnung im Vergleich zum Umformen bei Raumtemperatur um mindestens 10 % höher liegt. Analog ist es möglich, vergleichbare Kennwerte für die Bruchdehnung einzustellen, wobei der Kennwert für die Festigkeit (Streck-/Dehngrenze, und/oder Zugfestigkeit) im Vergleich um 10 % oberhalb der Kennwerte vom Umformen bei Raumtemperatur liegt. Das halbwarm umgeformte Bauteil weist einen erhöhten Widerstand gegenüber wasserstoffinduzierter Versprödung und verzögerter Rissbildung auf, da der TRIP- Effekt zumindest teilweise unterdrückt wird. Auch findet keine

Flüssigmetallversprödung beim Schweißen statt.

Mit der Erfindung ist die Herstellung eines hochfesten Bauteils möglich, welches eine im Vergleich zu niedrig legierten Stählen gleicher Festigkeitsklasse deutlich verbesserte Restdehnung und/oder Restzähigkeit aufweist und im Vergleich zu für derartige Anwendungen derzeit genutzten hochmangan- und/oder hoch-Cr-legierten und/oder Cr-Ni oder sonstigen hochlegierten Stählen mit Legierungsgehalt > 12 Gew.- % deutlich kostengünstiger ist. Erfindungsgemäß bietet sich vorteilhaft eine Verwendung eines nach dem

vorbeschriebenen Verfahren hergestellten Bauteils im Kraftfahrzeugbau,

Schienenfahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt, Hausgerätetechnik und in geschweißten Platinen (tailored welded blanks) an.

Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlband weist vorteilhaft eine Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1350 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 1 100 bis 2200 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 4 bis 41 % auf, wobei hohen Festigkeiten tendenziell niedrigere Bruchdehnungen zuzuordnen sind und umgekehrt: Rm von 700 bis 800 MPa: Rm x A80 > 15400 bis zu 50000 MPa%

Rm von über 800 bis 900 MPa: Rm x A80 > 14400 bis zu 50000 MPa%

Rm von über 900 bis 1 100 MPa: Rm x A80 > 13500 bis zu 45000 MPa%

Rm von über 1 100 bis 1200 MPa Rm x A80 > 13200 bis zu 45000 MPa%

Rm von über 1200 bis 1350 MPa Rm x A80 > 1 1200 bis zu 45000 MPa%

Rm von über 1350 bis 1800 MPa Rm x A80 > 8000 bis zu 45000 MPa%

Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 > 7200 bis zu 30000 MPa%

Für die Bruchdehnungsuntersuchungen wurde gemäß DIN 50 125 die Probenform 2 mit einer Anfangsmesslänge von A80 verwendet.

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

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: 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 Gew.-%, bevorzugt 0,35 Gew.-%, festgelegt wird. Um die gewünschte Kombination von Festigkeits- und Dehnungseigenschaften des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,0005 Gew.-%, bevorzugt 0,05 Gew.-%, erforderlich.

Mangan Mn: Mn stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gew.-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 12 Gew.-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren

Mangangehalten wird ein Bereich von größer 5 bis kleiner 10 Gew.-% bevorzugt.

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

erfindungsgemäßen Legierung. Zu hohe Gehalte an AI verschlechtern die

Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere AI-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. Hohe AI-Gehalte verzögern die Ausscheidung von Karbiden in der

erfindungsgemäßen Legierung. Daher wird ein AI-Gehalt von 0 bis 10 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,5 bis 3 Gew.-%, festgelegt.

Silizium Si: Die optionale Zugabe von Si in höheren Gehalten 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.

Höhere Si-Gehalte führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit beispielsweise durch

Verzinken negativ. Daher wird ein Si-Gehalt von 0 bis 6 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 3 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,1 bis 1 ,5 Gew.-%, festgelegt.

Chrom Cr: Die optionale Zugabe von Cr verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Höhere Gehalte führen zu einer Verschlechterung der Dehnungseigenschaften. Daher wird ein Cr-Gehalt von 0 bis 6 Gew.-%, bevorzugt 0,1 bis 4 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,5 bis 2,5 Gew.-%, festgelegt.

Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben. Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Bereits geringe Mengenzugaben der Mikrolegierungselemente beeinflussen die Verarbeitungs- und Endeigenschaften erheblich. Insbesondere bei der Warmumformung beeinflussen

Mikrolegierungselemente das Rekristallisationsverhalten vorteilhaft und bewirken eine Kornfeinung.

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 Gew.-%

beziehungsweise 1 Gew.-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein Mindestgehalt von 0,005 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,6 Gew.-% beziehungsweise 0,4 Gew.-%, besonders bevorzugt ein

Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-%

beziehungsweise 0,1 Gew.-%, vorgesehen.

Titan Ti: 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 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 1 ,5 Gew.-%, bevorzugt 0,6 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,3 Gew.-%, festgelegt wird.

Mindestgehalte von 0,005 Gew.-%, bevorzugt von 0,01 Gew.-%, können vorgesehen werden, um Stickstoff abzubinden und Ti vorteilhaft auszuscheiden.

Molybdän Mo: Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegen verzögerte Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Hohe Gehalte an Mo verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Daher wird optional ein Mo-Gehalt von 0 bis 3 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 1 ,5 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,01 bis 0,6 Gew.-%, festgelegt.

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 0,5 Gew.-%, bevorzugt von kleiner 0,2 Gew.-%, besonders bevorzugt von kleiner 0,05 Gew.-%, vorgesehen ist. Kupfer Cu: Cu verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte oberhalb 3 Gew.-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gew.-%, bevorzugt von kleiner 0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt von kleiner 0,1 Gew.-%, festgelegt wird.

Wolfram W: W wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 5 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Gehalt von 0,01 Gew.-% bis 3 Gew.-% vorgesehen und besonders bevorzugt von 0,2 bis 1 ,5 Gew.-%.

Kobalt Co: Co erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 8 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Der Co-Gehalt wird daher mit maximal 8 Gew.-%, bevorzugt von 0,01 bis 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,3 bis 2 Gew.-%, festgelegt.

Zirkonium Zr: Zr wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Daher wird ein Zr- Gehalt von 0 bis 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, festgelegt.

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

Eigenschaften sowie die spanende Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von Mangansulfiden (MnS), welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gelängt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gew.-%

verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein

Maximalgehalt von 0,5 Gew.-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,005 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% festgelegt, welche die mechanischen Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöht. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gew.-% und ein

Maximalgehalt von 0,1 Gew.-% bevorzugt, welche eine Optimierung der

mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.

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 0,15 Gew.-% verschlechtern die Dehnungsund Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gew.-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gew.-% und Maximalgehalt von 0,08, vorzugsweise ein Minimalgehalt von 0,002 Gew.-% und Maximalgehalt von 0,01 festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen.

Phosphor P: P ist ein Spurenelement, stammt überwiegend 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 angestrebt, 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 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,04 Gew.-%, begrenzt. Schwefel S: S ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz aber insbesondere bei der Erzeugungsroute über den Hochofenprozess im Koks 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 (beispielsweise durch eine Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten

Gründen ist der Schwefelgehalt auf Werte kleiner 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,02 Gew.-%, 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 Gew.-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle mit weniger als 4 Gew.-% 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 Titan oder Aluminium möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die

Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus

vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,05 Gew.-%, begrenzt.