Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen ultra hochfester warmgewalzter Stahlble che und ein warmgewalztes Stahlblech sowie Verwendung hiervon.

Warmgewalzte Baustähle bzw. Konstruktionsstähle mit Mindest- Streckgrenzen über 960 MPa sind in einschlägigen Normenwerken nicht erfasst (EN 10025, EN 10049). Derzeit gibt es un- ter verschiedenen Markennamen Baustähle bzw. Konstruktionsstähle mit derart hohen Streckgrenzen zwar am Markt, jedoch ist die Herstellung aufwändig. Zur Erzielung der gefor- derten Festigkeiten sind hohe Legierungsgehalte an Kohlenstoff und/oder an anderen Ele menten notwendig. Ein hoher Kohlenstoffgehalt und insbesondere Kohlenstoffgehalte über 0,22% verschlechtern die Schweißbarkeit solcher Stähle jedoch spürbar. Hohe Gehalte an umwandlungsverzögernden Elementen, wie Molybdän oder Nickel, sind teuer bzw. ressour- cenverbrauchend, erhöhen die Zunderanfälligkeit oder führen zu hohen Walzkräften.

Derartige Stähle werden üblicherweise warmgewalzt und mit einem nachfolgenden Härte- schritt gehärtet. Ein solcher eigenständiger Härtungsprozess bedingt einen energieintensiven Wiedererwärmprozess. Außerdem sind aufgrund von Kornwachstum beim Wiedererwärmen und dem Fehlen von Kornfeinungsprozessen durch Rekristallisation des Austenitgefüges die erzielbaren minimalen Austenitkorngrößen begrenzt.

Aus der WO2017/016582 Al ist ein hochfestes Stahlmaterial bekannt, welches eine Mindest- streckgrenze von 1300 MPa und eine Zugfestigkeit von mindestens 1400 MPa besitzt. Der Kohlenstoffgehalt beträgt hierbei zwischen 0,23 und 0,25%.

Aus der WO2017/041862 Al ist ein Stahlflachprodukt bekannt, welches für eine Anwendung im Bereich der Landwirtschaft, Forstwirtschaft oder vergleichbaren Anwendungen optimierte Kombination aus Zähigkeit und Dauerfestigkeit besitzen soll.

Hierbei ist der Kohlenstoffgehalt mit 0,4 bis 0,7% recht hoch, wobei hoher Silizium- und Chromgehalte die Wasserstoffdurchlässigkeit vermindern sollen. Aus der EP 22 67 177 Bl ist eine hochfeste Stahlplatte bekannt mit 0,18 bis 0,23 Masse-% Kohlenstoff, wobei der Schweiß- und Empfindlichkeitsindex PCM der Platte 0,36 Masse-% o- der weniger betragen soll und der Ac3-Umwandlungspunkt gleich oder weniger als 830°C betragen soll. Die Mikrostruktur soll mehr als 90% Martensit enthalten und die Streckgrenze höher als 1300 MPa sein, wobei die Zugfestigkeit größer 1400 MPa, aber weniger als 1650 MPa sein soll. Bei diesen Blechen handelt es sich offenbar um Quartobleche, die einem klas- sischen Härteprozess unterworfen werden.

Aus der WO2017/104995 Al ist ein verschleißbeständiger Stahl mit guter Zähigkeit und Här- ten von 420 bis 480 HB bekannt. Das Material weist insbesondere 0,15 bis 0,2% Kohlenstoff, 2 bis 4% Mangan, 0,02 bis 0,5% Silizium und 0,2 bis 0,7% Chrom auf. Offenbar wird dieses Material jedoch klassisch gehärtet.

Aus der EP 2576848 Bl ist ein direkt gehärtetes Warmband mit gestrecktem PAG bekannt, das bei 200 bis 700°C anlassgeglüht wird. Die Streckgrenze soll hierbei größer 890 MPa lie gen, wobei der Kohlenstoffgehalt mit 0,075 bis 0,12% relativ niedrig ist.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten, warmge- walzten Baustahls zu schaffen, mit dem kosten- und ressourceneffizient gearbeitet werden kann, eine hervorragende Schweißbarkeit sichergestellt wird und Blechdicken von 2 mm und darüber realisierbar sind.

Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net.

Die Aufgabe wird darüber hinaus auch mi einem Produktmit den Merkmalen des Anspruch 10 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net.

Bei der Erfindung wird ein Stahlmaterial mit angepassten Legierungselementgehalten ver- wendet, welches nach dem Erschmelzen und Erhitzen zum Zwecke des Warmwalzens warm- gewalzt und direktgehärtet wird.

Anschließend wird das so erzielte gehärtete Material einem Richtprozess unterworfen und anschließend mit einer erfindungsgemäßen speziellen Anlassbehandlung angelassen. Erfindungsgemäß wurde erkannt, dass zur Steigerung der Festigkeit beim Anlassen eine zu- vor erfolgte plastische Verformung notwendig ist, so dass eine hohe Versetzungsdichte im Martensit erzeugt wird und ein entsprechendes Angebot an zwangsgelöstem Kohlenstoff im Gefüge bevorratet wird

Erfindungsgemäß wird in einem Temperaturbereich von 120 bis 200° für 1 bis 30 Minuten angelassen. Hierdurch konnte überraschend erreicht werden, dass die Dehngrenze R _p 02 an- steigt, ohne dass die Zugfestigkeit R _m absinkt. Wird eine Obergrenze für die Anlassbehand- lung von 200°C eingehalten, ergibt sich auch keine Zähigkeitsverminderung. Unterhalb von 100°C Anlasstemperatur ergibt sich in technisch relevanten Zeiträumen kein messbarer Ef- fekt für die Streckgrenze und oberhalb von 200°C wurden Erweichungen festgestellt. Bevor- zugt kann in einem Temperaturbereich von 130°C bis 190°C für 2 bis 14 Minuten und insbe- sondere bei 135 °C bis 170 ° C für 2 bis 5 Minuten angelassen werden, dadurch können be- sonders vorteilhafte Kombinationen aus Rp02 und Rm Werten erreicht werden.

Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert, es zeigen dabei:

Fig. 1: den Einfluss der Anlasstemperatur auf mechanische Kernwerte;

Fig. 2: den schematischen Prozessablauf im Stand der Technik;

Fig. 3: den erfindungsgemäßen schematischen Prozessablauf;

Fig. 4: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von einer Minute,

Fig. 5: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von fünf Minuten;

Fig. 6: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von 30 Minuten,

Fig. 7: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von 300 Minuten,

Fig. 8: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit auf die Kerbschlagbiegearbeit;

Fig. 9: die chemische Zusammensetzung von drei nicht erfindungsgemäßen Referenzbeispie- len,

Fig. 10: die Abhängigkeit der Zugfestigkeit Rm in MPa vom Mangangehalt;

Fig. 11: stark schematisiert eine Richtvorrichtung; Fig. 12: die Verteilung der Spannungen beim Richten in einer Biegerichtanlage;

Fig. 13: das Ausmaß der Plastifizierung als relatives plastifiziertes Volumen bei Richten auf die mechanischen Eigenschaften.

Figur 1 zeigt den Einfluss der Anlasstemperatur auf die Dehngrenze Rp02,die Zugfestigkeit Rm und die Bruchdehnung A5 (Haltezeit: 5 Minuten). Der Ausgangszustand ist direktgehärte- tes und gerichtetes Material.

Figur 2 zeigt einen schematischer Prozessablauf bei der Fierstellung vergüteter Bleche nach dem Stand der Technik. Nach dem Warmwalzen kühlt das Walzgut vergleichsweise langsam ab, sodass eine martensitische Umwandlung des Austenits nicht oder nur zu geringen Teilen erfolgt. Im nachfolgenden Flärtungsprozess wird der Werkstoff austenitisiert und mit einer ausreichend hohen Kühlrate abgeschreckt um ein martenisitisches Gefüge zu erhalten. Optio- nal kann nachfolgend ein Anlassschritt bei 500-650°C vorgenommen werden, zur Einstellung der angestrebten mechanischen Eigenschaften.

Bezüglich der chemischen Zusammensetzung wird insbesondere ein Stahl mit der folgenden Zusammensetzung verwendet (alle Angaben in M-%):

C = 0,09 bis 0,20

Si = 0,10 bis 0,50

Mn = 1,0 bis 3,0

P = max. 0,0150

S = max. 0,0050

AI = 0,015 bis 0,055

Cr = 0, 2 bis 1,0

Ni = max. 0,5

Mo = max. 0,3

V = max. 0,12

Nb = max. 0,035

B = 0,0008 bis 0,0040

N = max. 0,0100

Ti = 0,015 bis 0,030

optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen. Hierbei ist Kohlenstoff maßgeblich für die Werkstofffestigkeit in direktgehärtetem Zustand verantwortlich, wobei Gehalte größer 0,2%, hinsichtlich der Schweißeignung vermieden wer- den sollen.

Eine ausreichende Umwandlungsverzögerung, d.h. die Vermeidung einer diffusiven Umwand- lung des Austenits ist zur Erreichung eines martensitischen Gefüges notwendig. Dies wird im vorliegenden Fall durch die Elemente Mangan, Chrom und Bor erreicht.

Eine Notwendigkeit für teurere Elemente, wie Nickel oder Molybdän, besteht nicht. Die Bil- dung von Bornitriden würde zu einer unzulässigen Verminderung des Gehalts an gelöstem Bor führend. Um dies zu vermeiden, wird Titan zum Binden des freien Stickstoffs zugefügt.

In Figur 9 sind Referenzwerkstoffe aus dem Stand der Technik gezeigt wobei sich ergeben hat, dass das Festigkeitsniveau, welches vorliegend gewünscht wird (1300 MPa), Kohlen- stoffgehalte von größer als 0,2% notwendig macht. Zudem ist der Gehalt an Umwandlungs- verzögernden Elementen hoch, was sich naturgemäß auf die Herstellkosten, die minimal er- reichbare Dicke sowie die Oberflächenqualität nachteilig auswirken kann. Erfindungsgemäß kann jedoch insbesondere auf Elemente die die Herstellkosten verteuern verzichtet werden. Diese sind auch üblicherweise die Elemente, die die minimal erreichbare Dicke beeinflussen, wobei auch hier mit der erfindungsgemäßen Legierungslage die gewünschten Ergebnisse ohne Weiteres erfüllt werden.

Bor wirkt bereits in geringsten Gehalten (zum Beispiel 0,0010 %) umwandlungsverzögernd. Um eine ausreichende Menge frei ist, das heißt nicht durch Stickstoff gebundenes Bor überall im Werkstoff sicherzustellen, werden üblicherweise 0,002 - 0,003 % in der Schmelzanalyse angestrebt, wobei höhere Gehalte als insbesondere 0,004 % zur Zähigkeitsverschlechterun- gen führen können und daher vermieden werden.

Mangan wirkt bekanntermaßen umwandlungsverzögernd. Zur gezielten Untersuchung auf den Einfluss von Mangan wurde eine Legierung mit einer Zusammensetzung von C=0,12%, Si=0,15%, Ti=0,015% und 20 ppm Bor jeweils mit unterschiedlichen Gehältern von Mangan von 1,60 % bis 2,20 % variiert. Wie in Figur 10 ersichtlich ist, konnte der Einfluss von Man- gan auf die Zugfestigkeit festgestellt werden. Darüber hinaus wurde überraschender Weise beobachtet, dass im Fall vollmartensitischer Gefüge Mangangehalte größer als 2 % einen zu- sätzlichen Festigkeitsbeitrag im direkt gehärteten Zustand (in diesem Beispiel mit einer Kühl rate von 40 K/s gehärtet) liefern. Chrom trägt zur Härtbarkeit bei. Die Anfälligkeit der Stahloberfläche auf narbigen Zünder steigt mit höherem Chromgehalt. Im Bereich 0,2 bis 0,5 % wurden ausgewogene Kombinati- onen von Härtbarkeit und akzeptablen Oberflächen außen vorgefunden. Höhere Chromgeh- alte können jedoch erfindungsgemäß insbesondere bis 1 % bei Banddicken und dadurch be- dingten niedrigeren Kühlraten von Vorteil sein.

Bei der Herstellung der Schmelze im Stahlwerk sind geeignete Maßnahmen zu treffen, um den Gehalt der Elemente Phosphor und Schwefel sehr niedrig zu halten. Dies ist notwendig, um die geforderten guten Zähigkeitseigenschaften sicherzustellen.

In der hier beschriebenen Ausprägung ist die Zugabe von Niob als rekristallisationshemmen- des Element nicht notwendig.

Bei der erfindungsgemäßen Legierung ist von Vorteil, dass der vergleichsweise geringe Ge- halt umwandlungsverzögernder Elemente den Umformwiderstand gegenüber klassischen härtbaren Legierungen nach dem Stand der Technik reduziert. Hierdurch kann die minimale Erzeugnisdicke verringert werden.

Der erfindungsgemäße Direkthärtungsprozess (siehe Figur 3) schließt unmittelbar an den Warmwalzprozess an, wobei sich das Martensitgefüge aus dem verformten Austenit bildet. Aufgrund des Verzichts auf rekristallisationsverzögernde Legierungselemente ist das Auste- nitgefüge überwiegend rekristallisiert, fein und nur wenig gestreckt. Dieses feinkörnige ehe- malige Austenitgefüge liefert einen zusätzlichen Festigkeitsbeitrag zum Martensit. Um dif- fusive Umwandlungen zu unterbinden, wird eine hohe Kühlrate angestrebt. Die Kühlrate be- trägt mindestens 10 K/s, besonders bevorzugt 30 bis 100 K/s. Bei Erreichen der Kühlstopp- temperatur (üblicherweise Raumtemperatur) müssen mindestens 95% des Austenits in Mar- tensit umgewandelt sein.

Anschließend wird das so erzeugte Material mechanisch gerichtet und danach angelassen. Mechanisches Richten ist notwendig, um in ausreichendem Maße bewegliche Versetzungen bereitzustellen, die beim nachfolgenden Anlassprozess durch Kohlenstoff fixiert werden. Des- halb soll der Volumenanteil des Materials, das im Richtprozess die Fließgrenze überschreitet und folglich plastisch verformt ist nicht kleiner sein als 70%. Im Falle von Bandmaterial kom- biniert das erforderliche Richten die vorgenannten Vorteile mit dem Erfordernis, bei der Her- stellung von Tafelblechen die vorhandene Coilkrümmung zu entfernen. In Verfahren nach dem Stand der Technik werden hochfeste Stahlgüten nach dem Walzen nicht direkt gehärtet. Im Fall von Warmwalzstrassen liegt das daran, dass mit herkömmli- chen Haspelanlagen diese Bleche nicht zu Coils aufgehaspelt werden können und deshalb als Blechtafeln weiterverarbeitet oder abgegeben werden.

Erfindungsgemäß hat sich herausgestellt, dass jedoch, wie bereits ausgeführt, eine Verfor- mung notwendig ist, um in ausreichenden Maße bewegliche Versetzung bereitzustellen, die beim Anlassprozess durch Kohlenstoff fixiert werden können. Erfindungsgemäß werden die Bänder aufgehaspelt, was den Vorteil hat, dass die Transportbeschränkung aufgrund der Ausmaße von Tafelblechen für das hochfeste Material nach der Erfindung nicht gelten. Dem Nachteil des größeren Aufwands beim Haspeln steht der Vorteil gegenüber, dass die hoch- festen Bleche aufgrund der mechanischen Einflussnahme in ihren mechanischen Eigenschaf- ten in erheblicher Weise verbessert werden. Das aufgehaspelte zu Coils aufgerollte Material muss für die Weiterverarbeitung gerichtet werden. Dieses Richten ist jedoch erfindungsge- mäß nicht nur notwendig um die vorhandenen Coilkrümmung zu entfernen, sondern führt dazu, dass das Blech in homogener Weise mit den benötigten beweglichen Versetzungen ausgebildet wird.

Das Richten ist somit einerseits notwendig um aus dem gekrümmten Bandmaterial ebene Tafelbleche zu erzeugen, aber eben auch um die Versetzung bereitzustellen. Üblicherweise erfolgt das Richten durch wiederholtes Hin- und Herbiegen in einer Rollenrichtmaschine. Die Eintauchtiefe der Richtrollen nimmt dabei von der Einlaufseite zur Auslaufseite hin stetig ab, sodass die stärkste Plastifizierung im Einlauf der Richtmaschine erreicht wird (Fig. 11).

Im Gegensatz zu Streckrichtanlagen kommt es in Biegerichtanlagen im Mittel zu keiner Ver- längerung des Richtguts. Im Kernbereich des Materials liegt daher eine neutrale (= unge- streckte, nicht plastifizierte) Faser vor. Abhängig von den geometrischen Bedingungen insbe- sondere dem Rollendurchmesser und Abstand, der Eintauchtiefe und der Blechdicke beim Richten plastifizieren die oberflächennahen Randbereiche der Bleche. Der Anteil des oberflä- chennahen plastifizierten Volumens im Bereich der neutralen Faser nennt man relatives plas- tifiziertes Volumen.

Erfindungsgemäß beträgt dieses relative plastifizierte Volumen mindestens 70 %.

Das Ausmaß der Plastifizierung, das heißt der Anteil des relativen plastifizierten Volumens beim Richten kann erfindungsgemäß erhebliche Auswirkung auf die mechanischen Eigen- schaften des Werkstoffs haben. In Figur 13 erkennt man den Versuch bei einem Material mit C = 0,12%, Si = 0,2%, Mn = 2,3%, Ti = 0,014% und 21 ppm Bor, dass abhängig von der maximalen Rolleneintauchtiefe die mechanischen Eigenschaften gegenüber einem nicht gerichteten Material in einem über- raschend hohen Umfang ansteigen. Insbesondere wenn nach dem Direkthärten und Richten eine Anlassstufe (in diesem Beispiel wurde für 5 Minuten bei 170°C angelassen) erfolgt wird sehr deutlich, wie stark die beweglichen Versetzungen wirken, die beim nachfolgenden An- lassprozess durch Kohlenstoff fixiert werden.

Wie die Versuche zeigen, lässt sich durch Biegerichten mit 70 bis 80 % relativer Plastifizie- rung (in der Figur mit Vpl/V gekennzeichnet) gegenüber dem direkten Ausgangszustand ein Rp02-Anstieg in der Größenordnung von 150 MPa erzielen. Die Plastifizierung hat demnach einen erheblichen Anteil an der erzielbaren Dehngrenze.

Ultra hochfeste Tafelbleche mit mindestens Rp02 größer als 1100 MPa werden wie bereits ausgeführt bisher nicht an Warmbandstraßen mittels Direkthärten hergestellt, sondern zu- nächst an einem Quartowalzgerüst gewalzt und in einem nachfolgenden Prozessschritt tafel- gehärtet. Grund dafür ist, dass die notwendigen Flaspelkräfte nicht zur Verfügung stehen.

Aus der Notwendigkeit, die erfindungsgemäß durch Plastifizierung erzielbare Fest i g ke i tsste i - gerung zu nutzen um den Gehalt an Legierungselementen, insbesondere Kohlenstoff abzu- senken sowie aus dem Umstand, dass die erforderliche Plastifizierung im Bereich größer als70 % liegen soll folgt, dass die Vermeidung von Direkthärten und Flaspeln nicht länger notwendig ist.

Somit wird erfindungsgemäß durch die plastische Verformung in Verbindung mit dem Anlass- schritt die Schweißbarkeit des Materials verbessert, denn sie ermöglicht die erfindungsgemäß optimierte Legierungszusammensetzung insbesondere die Reduktion des Gehalts an Kohlen- stoff.

Der Anlassprozess dient der Einstellung der gewünschten Streck- bzw. Dehngrenze unter gleichzeitiger Wahrung der nach dem Direkthärten vorhandenen, vorteilhaften Zugfestig- keits- Zähigkeits- und Umformeigenschaften. Es konnte festgestellt werden, dass Anlasstem- peraturen unter 100°C keinen nennenswerten Effekt verursachen, während Anlasstempera- turen oberhalb von 200°C zu merkbaren Erweichungserscheinungen führen. Dem entspre- chend sind Anlasstemperaturen zwischen 100 und 200°C erfindungsgemäß angestrebt.

Infolge des Anlassprozesses steigt der Quotient Rp02/Rm, das sogenannte Streckgrenzen- verhältnis, gegenüber dem direktgehärteten und gerichteten Zustand überraschenderweise deutlich an und liegt im Intervall 0,87 bis 0,98 (Längszugproben). Untersuchungen an einem erfindungsgemäßen Material 0,18 % Kohlenstoff, 0,19 % Silizium, 2,26 % Mangan, 0,27 % Chrom, 0,021 % Titan und 0,0024 % Bor Rest Eisen und Verunrei- nigungen führten nach Anlassen mit Variaton von Haltezeit und Anlasstemperaturen zu den Ergebnissen entsprechend der Figuren 4 bis 8.

Das entsprechende Material wurde gewalzt, direkt gehärtet und erfindungsgemäß auf der Warmbreitbandstraße aufgehaspelt. Der Einsatz von Quartogerüsten war hierbei nicht not- wendig.

Das Material wurde anschließend abgehaspelt, gerichtet und quergeteilt, wobei die Wärme- behandlung an Probetafeln in einem Laborofen an Luft erfolgten. Der Zeit-Temperatur-Ver- lauf wurde mittels Thermoelement gemessen.

In Figur 4 erkennt man, dass bei Anlasstemperaturen oberhalb 150°C und unterhalb von 275°C bei einer Haltezeit von lediglich einer Minute überraschend hohen Werkstofffestigkei- ten erreicht wurden.

Bei einer Haltezeit von fünf Minuten wurde in einem Temperaturintervall von 110° bis 325°C ebenfalls eine erhebliche Härte ermöglicht, wobei die Zugfestigkeit Rm bis auf deutlich über 1500 MPa steigerbar ist, bei einer Streckgrenze Rp02 ebenfalls über 1400MPa liegt. Zu er- kennen ist auch, dass gemäß Figur 6 und Figur 7 bei Haltezeiten von 30 Minuten und 300 Mi- nuten keine wesentlichen Unterschiede mehr erzielbar sind.

Bezüglich der Kerbschlagbiegearbeit (Untersuchung nach DIN EN ISO 148) wird in Figur 8 ersichtlich, dass bei den angegebenen Haltetemperaturen und bei den angegebenen Halte- dauern ein sehr gutes Zähigkeitsniveau erzielbar ist, wobei insbesondere bei einer Minute und fünf Minuten die Eigenschaften über einen weiten Temperaturbereich sicher erzielbar sind.

Als Stahlzusammensetzung ist erfindungsgemäß eine Zusammensetzung geeignet wie folgt, wobei alle Angaben in Masseprozent sind.

C = 0,09 bis 0,20

Si = 0,10 bis 0,50

Mn = 1,0 bis 3,0

P = max. 0,0150

S = max. 0,0050

AI = 0,015 bis 0,055 io

Cr = 0, 2 bis 1,0

Ni = max. 0,5

Mo = max. 0,3

V = max. 0,12

Nb = max. 0,035

B = 0,0008 bis 0,0040

N = max. 0,0100

Ti = 0,015 bis 0,030

optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen.

Insbesondere geeignet ist ein Stahl mit

C = 0,16 bis 0,20

Si = 0,10 bis 0,25

Mn = 2,0 bis 2,4

P = max. 0,0150

S = max. 0,0015

AI = 0,015 bis 0,055

Cr = 0,2 bis 0,5

Ni = max. 0,1

Mo = max. 0,05

V = max. 0,12

Nb = max. 0,01

Ti = 0,015 bis 0,030

B = 0,0008 bis 0,0040

N = max. 0,0080

optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen, wobei auch hier alle Prozentangaben so nicht anders angegeben in Masseprozent sind.

Mit dem erfindungsgemäßen niedrigen Kohlenstoffgehalt kann in Verbindung mit der erfin- dungsgemäßen Direkthärtung ein gewünschter Festigkeitsbereich von 1150 MPa bis 1500 MPa an Zugfestigkeit Rm abgedeckt werden. Dadurch dass Gehalte > 0,2 % vermieden wer- den, kann die Kaltrissanfälligkeit beim Schweißen unterbunden werden.

Silizium ist ein wichtiges Element zum Desoxidieren des Stahls und führt zu Festigkeitssteige- rungen. Siliziumgehalte > 0,1 Masse-% erleichtern die Erzielung niedriger Schwefelgehalte, erhöhen ab 0,25 Masse-% aber die Zunderanfälligkeit.

Mangan ist ein wichtiges Element zur Umwandlungsverzögerung. In der erfindungsgemäßen Zusammensetzung sind andere umwandlungsverzögernde Elemente nicht oder nur in gerin- geren Gehalten zu legiert, weshalb bevorzugt ein Mangangehalt > 2 % legiert wird, um beim erfindungsgemäßen Direkthärten ein martensitisches Gefüge zu erreichen.

Bei größeren Erzeugnisdicken und damit geringeren Kühlraten kann es erfindungsgemäß sinnvoll sein, den Mangangehalt auf bis zu 3 % anzuheben. Das in der erfindungsgemäßen Mischung vorhandene Aluminium ist ein wichtiges Element zum Desoxidieren, wird jedoch bei der vorliegenden Erfindung anders als im Stand der Technik nicht zum Abbinden des Stickstoffes verwendet, da hierfür Titan verwendet wird. Dementsprechend ist der Gehalt ge- wählt.

Ein weiteres wichtiges Element zur Umwandlungsverzögerung ist Chrom, welches günstiger als Molybdän und Nickel ist, wobei höhere Chromgehalte eine Zunderanfälligkeit erhöhen, je- doch die Anlassbeständigkeit verbessern.

Vanadium ist erfindungsgemäß nicht zwingend notwendig, kann jedoch zugesetzt werden um die Anlassbeständigkeit in Bereichen lokaler Wärmeeinwirkung zu heben, wobei Gehalte > 0,12 % die Zähigkeit verschlechtern und vermieden werden sollen.

Der angegebene Gehalt an Niob ist ebenfalls nicht zwingend notwendig, jedoch kann es zur zusätzlichen Kornfeinerung eingesetzt werden. Das erfindungsgemäße Direkthärten ist je- doch mit Gehalten > 0,035 Masse-% nicht zuverlässig, da die Härtbarkeit vermindert wird.

Das in dem erfindungsgemäßen Stahl vorhandene Titan bindet den Stickstoff zu Titannitrid und verhindert damit die Bildung von Bornitrid, welches die Härtbarkeit stark reduzieren würde. Das vorhandene Bor ist ein wichtiges Element zur Umwandlungsverzögerung.

Gegebenenfalls kann Calcium zugesetzt werden, um eine Sulfidformbeeinflussung durchzu- führen, wodurch stark gestreckte Mangansulfide effektiv verhindert werden. In diesem Fall soll der Ca-Gehalt nicht geringer sein als 0,0010, da sonst keine ausreichende Sulfidformbe- einflussung gewährleistet ist. Weiters soll der Ca-Gehalt 0,0040 nicht überschreiten, um eine Herabsetzung der Zähigkeit zu vermeiden.

Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass durch die spezielle Auswahl der Stahlzusammenset- zung einerseits und andererseits durch die Direkthärtung mit einem nachfolgenden mechani- schen Richtprozess und einer entsprechenden Anlassbehandlung im Bereich zwischen 100 und 200°C sehr zuverlässig höherfeste Baustähle erreicht werden, welche gut schweißbar sind.