SEINER HERSTELLUNG

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das ein Stahlsubstrat und eine darauf durch Schmelztauchbeschichten aufgetragene Korrosionsschutzschicht auf Zink umfasst.

Darüber hinaus betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Hersteilen eines solchen Stahlflachprodukts.

Als „Stahlflachprodukte“ werden im vorliegenden Text Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Hierzu zählen insbesondere Stahlbänder und Stahlbleche.

Im vorliegenden Text sind, soweit nicht explizit etwas anderes vermerkt ist, Angaben zu den Gehalten von Legierungsbestandteilen stets in Masse-% gemacht.

Die Anteile von bestimmten Bestandteilen am Gefüge des Stahlsubstrats eines Stahlflachprodukts sind in Flächen-% angegeben, soweit nichts anderes vermerkt ist.

Als „Verunreinigungen“ einer Stahl-, Zink- oder sonstigen Legierung werden im vorliegenden Text technisch unvermeidbare Stahlbegleiter bezeichnet, die bei der Erzeugung in den Stahl gelangen oder aus ihm nicht vollständig entfernt werden können, deren Gehalte jedoch in jedem Fall so gering sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben. Die Bildanalyse zur quantitativen Gefügebestimmung erfolgt lichtoptisch mittels Lichtmikroskopie ("LOM") mit 200- bis 2.000-facher und mit einem Rasterelektronenmikroskop ("REM") mit 2.000- bis 20.000-facher Vergrößerung.

Die Verteilung des Mangans (Mn) im Gefüge des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist durch wellenlängendispersive Röntgenmikrobereichsanalyse (WDX) des Gefüges ermittelt worden, die beispielsweise von Reimer L. (1998) in „Elemental Analysis and Imaging with X- Rays“ erschienen in Scanning Electron Microscopy, Springer Series in Optica! Sciences, Vol. 45. Springer, Berlin, Heidelberg, beschrieben worden ist.

Die hier erwähnten Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, wie Zugfestigkeit Rm, Streckgrenze Rp0,2, Gleichmaßdehnung Ag, Dehnung A50 und Dehnung A80 von Stahlflachprodukten wurden im Zugversuch nach DIN-EN 6892-1:2017 ermittelt, sofern nichts anderes vermerkt ist.

Hochbelastete Personen- und Lastkraftwagen-Bauteile, wie Crashstrukturen und Fahrwerke von Automobilkarosserien, erfordern ein feuerverzinktes Stahlblech mit einer Dicke von mehr als 1,5 mm und einer Zugfestigkeit von mehr als 590 MPa.

Häufig werden für die Herstellung solcher Bauteile warmgewalzte Stahlflachprodukte verwendet, die aus Complexphasenstählen (CP-W) bestehen, deren Gefüge größtenteils aus Bainit besteht. CP-W Stähle leiden aber an einer relativ geringeren Verformbarkeit, welche die Auslegung von geometrisch komplexen Bauteilen verhindert.

Dualphasenstähle (DP), welche aus einer Kombination von harten (z.B. Martensit bzw. Bainit) und weichen (z.B. Ferrit) Phasen bestehen, eignen sich für komplexe Bauteile aufgrund ihrer Kombination von hoher Festigkeit und guter Verformbarkeit. Kaltgewalzte Dualphasenstähle (DP-K) mit Dicken von mehr als 1 ,5 mm haben jedoch eine höhere Empfindlichkeit für Oberflächendefekte, wie unverzinkte Stellen. Deswegen ist die maximale Blechdicke von feuerverzinkten DP-K Stählen in der Regel auf 2 mm beschränkt.

Die direkte Verzinkung von warmgewalzten Dualphasenstählen (DP-W) ist ebenfalls nicht ausführbar. Zur Verzinkung muss das Blech auf Temperaturen von mehr als 460 °C (die Zinkbadtemperatur) aufgeheizt werden. Bei diesen Temperaturen wird jedoch der harte Bestandteil des Gefüges, insbesondere Martensit, angelassen, womit die DP-Charakteristika verloren gehen.

Eine Möglichkeit wäre, das Glühen und anschließend die Verzinkung eines Warmbands in einer Feuerbeschichtungsanlage mit einem DP-K typischen Glühzyklus (d.h. teilweise Austenitisierung im interkritischen Temperaturbereich, also in dem zwischen der Ac1- und der Ac3-T emperatur des jeweiligen Stahls liegenden Temperaturbereich, in dem a- und g-Fe im Gleichgewicht entstehen) durchzuführen. Dieses Vorgehen ähnelt dem Fertigungsprozess eines DP-K-Stahls mit Ausnahme des Kaltwalzschritts. Hier besteht aber das Risiko, das das Auslassen des Kaltwalzschritts zu schlechteren mechanischen Eigenschaften im Vergleich zu denen eines DP-K- Stahls führt.

Aus der DE 102012013 113 A1 ist ein hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa bekannt. Der Stahl soll vorzugsweise ein Dualphasengefüge aufweisen und es ermöglichen, kalt- oder warmgewalzte Stahlbänder mit verbesserten Umformeigenschaften zu erzeugen, aus denen sich insbesondere Teile für den Fahrzeugleichtbau herstellen lassen. Der bekannte Mehrphasenstahl besteht hierzu aus, in Masse-%, 0,075 % ≤ C ≤ 0,105 %, 0,600 % ≤ Si ≤ 0,800 %, 1 ,000 % ≤ Mn ≤ 2,250 %, 0,280 % ≤ Cr ≤ 0,480 %, 0,010 % ≤ AI ≤ 0,060 %, ≤ 0,020 % P, ≤ 0,0100 % N, ≤ 0,0150 % S und als Rest aus Eisen sowie Verunreinigungen. Ein weiterer hochfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580 MPa ist der aus der DE 102012006017 A1 bekannte Stahl. Auch dieser soll vorzugsweise ein Dualphasengefüge aufweisen und sich für die Erzeugung von kalt- oder warmgewalzten Stahlbändern eignen, die gute Umformeigenschaften aufweisen. Als solche sollen sich aus diesen Stahlbänder insbesondere Teile für den Fahrzeugleichtbau formen lassen. Zu diesem Zweck besteht der bekannte Stahl aus, in Masse-%, 0,075 % ≤ C ≤ 0,105 %; 0,200 % ≤ Si ≤ 0,300 %, 1,000 % ≤ Mn ≤ 2,000 %, 0,280 % ≤ Cr ≤ 0,480 %, 0,010 % ≤ Al ≤ 0,060 %, bis zu 0,020 % P, 0,005 % ≤ Nb ≤ 0,025 %, bis zu 0,0100 % N, bis zu 0,0050 % S und als Rest aus Eisen und technisch unvermeidbaren Verunreinigungen.

Auch der aus der DE 102013013067 A1 bekannte Stahl gehört zum Typus der voranstehend erläuterten bekannten Mehrphasenstähle, die vorzugsweise ein Dualphasengefüge aufweisen und sich zu kalt- oder warmgewalztem Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften eignen sollen. Dabei soll dieser bekannte Stahl ein Streckgrenzenverhältnis von maximal 73 % aufweisen und aus, in Masse-%, 0,075 % ≤ C ≤ 0,105 %, 0,600 % ≤ Si ≤ 0,800 %, 1 ,000 % ≤ Mn ≤ 1 ,900 %, 0,100 % ≤ Cr ≤ 0,700 %, 0,010 % ≤ AI ≤ 0,060 %, 0,0020 % ≤ N ≤ 0,0120 %, ≤ 0,0030 % S, 0,005 % ≤ Nb ≤ 0,050 %,

0,005 % ≤ Ti ≤ 0,050 %, 0,0005 % ≤ B ≤ 0,0040 %, ≤ 0,200 % Mo, ≤ 0,040 % Cu, ≤ 0,040 % Ni und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen.

Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, ein Stahlflachprodukt zu entwickeln, das nicht nur optimierte mechanische Eigenschaften besitzt, sondern sich auch besonders gut für den Auftrag einer Korrosionsschutzschicht auf Zn-Basis durch Schmelztauchbeschichten eignet. Die Erfindung hat diese Aufgabe durch ein Stahlflachprodukt gelöst, das mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale besitzt.

Darüber hinaus sollte die Erfindung ein Verfahren angeben, mit dem die Erzeugung von erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukten betriebssicher gelingt.

Zur Lösung dieser Aufgabe hat die Erfindung das in Anspruch 8 angegebene Verfahren vorgeschlagen. Es versteht sich dabei von selbst, dass bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens der Fachmann nicht nur die in den Ansprüchen erwähnten und hier erläuterten Verfahrensschritte absolviert, sondern auch alle sonstigen Schritte und Tätigkeiten ausführt, die bei der praktischen Umsetzung derartiger Verfahren im Stand der Technik regelmäßig durchgeführt werden, wenn sich hierzu die Notwendigkeit ergibt.

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

Die Erfindung stellt somit ein warmgewalztes Stahlflachprodukt zur Verfügung, das ein Stahlsubstrat und eine darauf durch Schmelztauchbeschichten aufgetragene Korrosionsschutzschicht auf Basis von Zink (Zn) umfasst.

Der Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht dabei aus, in Masse-%,

C: 0,04 - 0,23 %,

Si: 0,04 - 0,54 %,

Mn: 1,4 - 2,9 %,

Ti + V, wobei für die Summe %Ti+%V der Gehalte an Ti und V gilt:

0,005 % ≤ %Ti+%V ≤ 0,15 %, sowie jeweils optional ein Element oder mehrere der Elemente aus der Gruppe „AI, Cr, Mo, B“ mit der Maßgabe, dass ihre Gehalte, sofern vorhanden, wie folgt bemessen sind:

AI: 0,01 - 1,5 %

Summe der Gehalte an Cr + Mo: 0,02 - 1 ,4 %

B: 0,0005 - 0,005

. und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,02 % P, weniger als 0,005 S, weniger als 0,01 % N und weniger als 0,005 % Nb zählen.

Dabei ist das Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 1 ,5 mm dick und weist ein Gefüge auf, das aus, in Flächen-%, in Summe 50 - 90 % Ferrit und bainitischem Ferrit, 5 - 50 % Martensit, 2 - 15 % Restaustenit und bis zu 10 % herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht.

Gleichzeitig besitzt ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt eine Streckgrenze Rp0,2 von mindestens 290 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 490 MPa und eine Bruchdehnung A80, die sich gemäß folgender Formel (1) bestimmt:

A80 [%] = B - Rm / 37 mit 31 ≤ B ≤ 51.

Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt lässt sich erzeugen, indem mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen werden:

A) Erzeugen eines warmgewalzten, in Form eines Stahlbands vorliegenden Stahlsubstrats in mindestens folgenden Teilschritten:

A.1) Erschmelzen eines nach Maßgabe der Erfindung zusammengesetzten Stahls; A.2) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, bei dem es sich um eine Bramme oder Dünnbramme handelt;

A.3) Vorwärmen des Vorprodukts bei einer Vorwärmtemperatur, die mindestens 1150 °C und höchstens 1350 °C beträgt;

A.4) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlband, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens mindestens 840 - 980 °C und die Dicke des warmgewalzten Stahlbands 1,5 - 10 mm beträgt;

A.5) Abkühlen des warmgewalzten Stahlbands auf eine Haspeltemperatur, die 510 - 640 °C beträgt;

A.6) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten

Stahlbands.

B) Beschichten des in Form eines warmgewalzten Stahlbands vorliegenden Stahlsubstrats mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Basis von Zink in mindestens folgenden, im kontinuierlichen Durchlauf absolvierten Teilschritten:

B.1) optionales Beizen des warmgewalzten Stahlbands;

B.2) Aufheizen des warmgewalzten Stahlbands mit einer Aufheizrate von 0,5 - 100 °C/s auf eine Glühtemperatur von 750 - 950 °C und Halten des warmgewalzten Stahlbands bei der Glühtemperatur über eine Glühdauer von 10 - 1000 s;

B.3) Abkühlen des warmgewalzten Stahlbands mit einer Abkühlrate von 0,5 - 100 °C/s auf eine Badeintrittstemperatur BET, für die gilt BT ≤ BET ≤ (BT + 20 °C), wobei mit BT die Temperatur des Zinkschmelzenbades bezeichnet ist, welche 450 - 480 °C beträgt; B.4) Durchleiten des auf die Badeintrittstemperatur BET abgekühlten warmgewalzten Stahlbands durch das Zinkschmelzenbad, welches aus bis zu 5 Masse-% Mg, bis zu 10 Masse-% AI, Rest Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;

B.5) Abkühlen des erhaltenen Stahlflachprodukts mit einer 0,5 - 100 ^p C/s betragenden Abkühlrate;

B.6) Optionales Dressierwalzen des Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad von 0,3 - 2,0 %.

Eine Vorwärmtemperatur von mindestens 1150 °C ist im Arbeitsschritt A.1 erforderlich, um das Gefüge des Vorprodukts vollständig zu homogenisieren.

Bei niedrigeren Temperaturen würde die Mikrostruktur des Vorprodukts auf das anschließend erzeugte Warmband vererbt, so dass die erfindungsgemäß angestrebten Mn-Seigerungen nicht gebildet werden könnten. Ebenfalls würden bei niedrigeren Vorwärmtemperaturen die Legierungselemente in Ausscheidungen gebunden bleiben, so dass sich deren Wirkungen auf die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht entfalten könnten.

Eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 840 °C ist erforderlich, um das erfindungsgemäß legierte Vorprodukt betriebssicherzu einem warmgewalzten Stahlband walzen zu können. Bei niedrigeren Warmwalzendtemperaturen würden die Walzkräfte zu hoch und damit einhergehend die Gefahr von Beschädigung der Walzen der zum Warmwalzen eingesetzten Walzgerüste unverhältnismäßig steigen. Um diese Risiken zu minimieren, kann eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 880 °C vorgesehen sein. Die Warmwalzendtemperatur sollte 980 °C nicht übersteigen, da oberhalb dieser Obergrenze liegende Warmwalzendtemperaturen in der Praxis nicht realisierbar sind. Das erfindungsgemäß warmgewalzte Stahlband muss mindestens 1 ,5 mm dick sein, damit die erfindungsgemäß angestrebten Mn-Seigerungen im Gefüge nach dem Warmwalzen entstehen können. Bei geringeren Banddicken würde das warmgewalzte Stahlband während des Warmwalzens zu starke Verformungen erfahren, die wiederum eine hier unerwünschte Homogenisierung der Mn-Verteilung im Gefüge des warmgewalzten Stahibands nach sich ziehen würden. Ein Stahlband mit einer Dicke von mehr als 10 mm kann für den vorgesehenen Verwendungszweck nicht verwendet werden.

Daher ist die maximale Banddicke auf 10 mm beschränkt.

Die Haspeltemperatur, bei der das warmgewalzte Stahlband, welches das Stahlsubstrat des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bildet, gehaspelt wird, beträgt mindestens 510 °C um die Entstehung von Mn-Seigerungen während der Abkühlung des warmgewalzten Stahlbands im Coil zu sichern. Höhere Haspeltemperaturen können diesen Vorgang begünstigen, so dass Haspeltemperaturen von mindestens 530 °C, insbesondere mindestens 550 °C, besonders vorteilhaft sind. Bei zu niedrigen Haspeltemperaturen würde sich eine hier unerwünscht homogene Mn-Verteilung ergeben, mit der die erfindungsgemäß angestrebten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht würden. Eine zu hohe Haspeltemperatur würde die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation auslösen. Um dies zu verhindern, ist die Haspeltemperatur auf 640 °C, bevorzugt 620 °C, beschränkt.

Nach der Abkühlung im Coil kann das warmgewalzte Stahlband erforderlichenfalls in konventioneller Weise gebeizt werden, um auf dem Stahlband vorhandenen Zunder zu entfernen oder die Oberfläche des Stahlbands für die nachfolgend absolvierten Arbeitsschritte vorzubereiten.

Für die Schmelztauchbeschichtung wird das warmgewalzte Stahlband zunächst in einer Vorwärmestufe mit einer Aufheizrate von 0,5 - 100 °C pro Sekunde auf eine Glühtemperatur erwärmt. Die Aufheizrate muss innerhalb dieses Fensters liegen, um eine ausreichende Umwandlung des Gefüges, insbesondere seine vollständige Rekristallisation, zu sichern. Aus demselben Grund ist eine Glühtemperatur von 750 - 950 °C und eine Haltezeit 10 - 1000 Sekunden erforderlich. Bei zu niedrigen Glühtemperaturen oder zu kurzen Haltezeiten würde das Gefüge nicht vollständig rekristallisiert mit der Folge, dass bei der anschließenden Abkühlung nicht genügend Austenit zur Verfügung stünde, um den angestrebten Martensitanteil des Gefüges zu bilden. Auch hätte ein unrekristallisiertes Stahlsubstrat eine ausgeprägte Anisotropie der mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Folge.

Die Abkühlung von der Glühtemperatur auf die Zinkbadeintrittstemperatur BET erfolgt ebenfalls mit einer Abkühlrate von 0,5 bis 100 °C pro Sekunde. Die Badeintrittstemperatur BET ist dabei mindestens gleich und höchstens um 20 °C höher als die Schmelzenbadtemperatur, um zu verhindern, dass sich die Schmelzenbadtemperatur durch den Eintrag des warmgewalzten Stahlbands wesentlich verändert.

Optional kann sich an die Schmelztauchbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Galvannealing“) anschließen, bei der das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um die zuvor aufgetragene Korrosionsschutzschicht einzubrennen.

Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Zinkbad oder im Anschluss an die zusätzliche Wärmebehandlung wird das erhaltene Stahlflachprodukt mit einer Abkühlrate von 0,5 - 100 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt.

Das so erzeugte Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressierwalzen unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt typischerweise mindestens 0,3 % und höchstens 2,0 %, wobei Dressiergrade von mindestens 0,5 % sich als besonders praxisgerecht herausgestellt haben. Ein Dressiergrad von weniger als 0,3 % führt zu einer zu niedrigeren Oberflächenrauheit der Korrosionsschutzschicht, welche einen negativen Einfluss auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts hätte. Bei einem Dressiergrad von mehr als 2,0 % wird die Streckgrenze Rp0,2 erhöht und die Bruchdehnung A80 reduziert, so dass eine Bruchdehnung gemäß Formel 1 nicht erzielt werden könnte.

Überraschend hat sich herausgestellt, dass ein Stahlflachprödukt, das ein erfindungsgemäß legiertes, ein erfindungsgemäßes Gefüge aufweisendes Stahlsubstrat umfasst, im warmgewalzten Zustand hohe Bruchdehnungswerte erreicht, die vergleichbar sind mit den Bruchdehnungen A80, die konventionell kaltgewalzte Stahlflachprodukte der eingangs erläuterten Art aufweisen („DP-K Stähle“), welche ähnliche Festigkeiten aufweisen. So können in der Praxis regelmäßig Bruchdehnungswerte A80 erreicht werden, für die der Parameter B in Formel (1) mindestens im Bereich 31 - 51, bevorzugt 36 - 46, liegt.

Die Kombination aus hohen Festigkeits- und hohen Bruchdehnungswprten ergibt sich aus dem im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhandenen Anteil von 2 - 15 Flächen-% Restaustenit, wobei regelmäßig Restaustenitanteile von mindestens 5 Flächen-% im Gefüge des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorliegen und sich positiv auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirken. Die im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt feststellbaren Restaustenitgehalte sind damit deutlich höher als bei einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit vergleichbarer Legierung.

Nach den Erkenntnissen der Erfindung ist das Vorhandensein größerer Restaustenitanteile im Gefüge eine Folge der Vererbung von Mn-Seigerungen, die im erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhanden sind und über die Glühbehandlung erhalten bleiben, die das Stahlflachprodukt für seine Schmelztauchbeschichtung durchläuft. So konnte gezeigt werden, dass bei der erfindungsgemäßen Art und Weise der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nach dem Haspeln (Teilschritt A.6 des erfindungsgemäßen Verfahrens) und vor dem Schmelztauchbeschichten (Arbeitsschritt B des erfindungsgemäßen Verfahrens) das warmgewalzte Stahlsubstrat ein sehr anisotropes und inhomogenes Gefüge mit einem hohen Perlitgehalt aufweist, welcher in zeiliger Form vorliegt. Wellenlängendispersive Röntgenmikrobereichsanalysen (WDX) des Gefüges haben dabei ergeben, dass Mn in den Perlitzeilen seigert und die Mn-Seigerungen nach dem Haspeln und vor dem Schmelztauchbeschichten in einer sehr anisotropen und inhomogenen Verteilung vorliegen.

Bei der im kontinuierlichen Durchlauf erfolgenden Schmelztauchbeschichtung durchläuft das Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vor dem Eintritt in das Schmelzenbad eine Glühung (Teilschritt B.2 des erfindungsgemäßen Verfahrens), während der es über eine Zeitdauer auf der Glühtemperatur gehalten wird. Die Glühtemperatur und die Glühdauer sind dabei erfindungsgemäß so aufeinander abgestimmt, dass es zu keiner Umverteilung der Mn-Seigerungen kommt. Daher liegt auch beim fertig schmelztauchbeschichteten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt im Stahlsubstrat trotz der für die Vorbereitung des Zn-Korrosionsschutzüberzugs erforderlichen Glühbehandlung eine anisotrope und inhomogene Mn-Verteilung vor, die als solche vom nach dem Haspeln des warmgewalzten Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts vorhandenen Endgefüge „geerbt“ worden ist.

Weil Mn sehr stark zur Stabilität des Austenits bei der Glühung im interkritischen Bereich beiträgt, sind sowohl die Umwandlungstemperatur, als auch der Restaustenitgehalt nach der Abkühlung im Vergleich zu warmgewalzten Stahlflachprodukten, die abweichend von der Maßgabe der Erfindung bei niedrigeren Temperaturen gehaspelt worden sind, inhomogener verteilt. Bei einem erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukt wandeln die Gefügebereiche des Stahlsubstrats, in denen eine höhere Mn-Konzentration vorliegt, leichter und behalten damit mehr Austenit nach der Abkühlung als die Gefügebereiche, in denen eine niedrigere Mn-Konzentration vorliegt. Diese wandeln bei höheren Temperaturen oder gar nicht um, wodurch dort ein höherer Anteil des ursprünglichen Ferrits erhalten bleibt. Die Inhomogenität der Mn-Verteilung im Stahlsubstrat eines fertig prozessierten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich durch den Gesamtflächenanteil des Gefüges des Stahlsubstrats quantifizieren, in dem eine Mn-Konzentration (in Masse-%) vorliegt, die um mehr als 15 % höher ist als der Mittelwert der Mn-Konzentrationen im gesamten Gefüge des Stahlflachprodukts, Die Summe der Flächenanteile des Gefüges des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, die eine Mn- Konzentration aufweisen, die mehr als 15% höher ist als der Mitelwert der Mn- Konzentration im gesamten Gefüge, wird als „X“ bezeichnet, ln einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt beträgt X mindestens 10 %, insbesondere mindestens 12 %, vorteilhafterweise mindestens 15 % des Gesamtgefüges, Die die Summe X bildenden Flächenanteile können anhand einer WDX-Messung ausgewertet werden, wobei typischerweise die Mn- · Konzentration über eine Messfläche von mindestens 200 x 200 μm mit einer Schrittweite von 0,5 μm bestimmt wird.

Der Stahl des im Zuge der erfindungsgemäßen Erzeugung als warmgewalztes Stahlband vorliegenden Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist wie folgt zusammengesetzt:

Kohlenstoff (C) ist im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,04 - 0,23 Masse-% vorhanden. C ist ein wesentliches Element für die Bildung von Martensit und Austenit, welche benötigt werden, um die von einem erfindungsgemäßen Stahlfiachprodukt geforderten Festigkeitseigenschaften zu erreichen. Damit diese Wirkung in ausreichendem Maße eintritt, enthält der erfindungsgemäße Stahl mindestens 0,04 Masse-%, wobei die gewünschte Wirkung bei C-Gehalten von mindestens 0,07 Masse-% besonders sicher erreicht wird. Ein zu hoher C-Gehalt würde sich negativ auf das Schweißverhalten des Stahlflachprodukts auswirken. Generell gilt hier, dass die Schweißbarkeit eines Stahls mit der Höhe seines C- Gehalts abnimmt. Um negative Einflüsse des C-Gehalts auf seine Verarbeitbarkeit zu vermeiden, ist daher beim erfindungsgemäßen Stahl der C- Gehalt auf höchstens 0,23 Masse-%, insbesondere höchstens 0,20 Masse-%, beschränkt, wobei sich bei Gehalten von höchstens 0,17 Masse-% die negativen Auswirkungen der Anwesenheit von C besonders sicher vermeiden lassen.

Silizium (Si) ist im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,04 - 0,54 Masse-% vorhanden. Si wird benötigt, um die Entstehung von Perlit im Gefüge während des Glühens zu unterdrücken, welches eine negative Wirkung auf die mechanischen Eigenschaften des Endprodukts hätte. Hierfür ist ein minimaler Gehalt von 0,04 Masse-% Si erforderlich. Ein zu hoher Si-Gehalt verhindert darüber hinaus auch die Bildung von Perlit während des Haspelns und damit einhergehend die Seigerung von Mn im Gefüge des Stahlsubstrats. Eine wesentliche Seigerung von Mn während des Haspelns ist zur Erreichung einer hohen Summe X und der erwünschten mechanischen Eigenschaften erforderlich. Ein zu hoher Si-Gehalt würde ebenfalls die Oberflächenqualität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beeinträchtigen. Aus diesen Gründen ist die Obergrenze des Si-Gehalts auf 0,54 Masse-% begrenzt.

Aluminium (AI) kann dem Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts optional in Gehalten von 0,01 - 1,5 Masse-% zugegeben werden, um zur Unterdrückung der Bildung von Perlit beizutragen. Auch dann, wenn AI in üblicher Weise zur Desoxidation der Schmelze verwendet wird, ergibt sich ein minimaler Al-Gehalt von 0,01 Masse-%. Ein zu hoher Al-Gehalt kann sich jedoch negativ auf die Gießbarkeit des Stahls auswirken und das Beschichtungsverhalten bei der Schmelztauchbeschichtung verschlechtern. Diese negativen Einflüsse der Anwesenheit von AI im Stahl des Substrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts können dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Al-Gehalt auf höchstens 1 ,0 Masse-%, insbesondere höchstens 0,5 Masse-%, beschränkt wird. Mangan (Mn) ist im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 1,4 - 2,9 Masse-% vorhanden. Mn ist ein Mischkristallelement, welches zur Festigkeit des Materials beiträgt. Durch die Anwesenheit von Mn im Stahl des Substrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird zudem der Austenit im Gefüge des Substrats stabilisiert. Die Besonderheit des erfindungsgemäßen Legierungskonzepts in Kombination mit der erfindungsgemäßen Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht dabei darin, dass ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt eine optimale Kombination aus hoher Zugfestigkeit und hoher Bruchdehnung als Folge der Seigerung von Mn in den Perlitzeilen des Stahlsubstrats nach dem Haspeln ist, welche auch dann noch erhalten bleiben, wenn das Stahlflachprodukt für die Schmelztauchbeschichtung geglüht worden ist und das Schmelztauchbad durchlaufen hat. Damit Mn sich in ausreichendem Maße in den Perlitzeilen durch Seigerung anreichert, sind Mn-Gehaite von mindestens 1,4 Masse-% erforderlich, wobei es sich im Hinblick auf die Zuverlässigkeit, mit der sich der positive Einfluss von Mn auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts einstellt, günstig ist, wenn der Mn- Gehalt mindestens 1,5 Masse-% beträgt. Eine zu hohe Mn-Konzentration würde sich jedoch ebenfalls negativ auf die Schweißbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze des Mn-Gehalts des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf 2,9 Masse-%, bevorzugt 2,5 Masse-%, beschränkt, wobei sich der Betrag von Mn zu den Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei Mn-Gehalten von bis zu 2,2 Masse-% besonders effektiv nutzen lässt.

Chrom (Cr) und Molybdän (Mo) können dem Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts als optionale Elemente zur Festigkeitssteigerung zugegeben werden. Zudem steigert die Anwesenheit von Cr und/oder Mo die Bildung von Martensit gegenüber Perlit bei der Abkühlung des Stahlflachprodukts vom interkritischen Bereich in einer kontinuierlichen Beschichtungsanlage. Sollen diese Effekte genutzt werden, so sind hierfür Gehalte an Cr und Mo erforderlich, die in Summe mindestens 0,02 Masse-%, insbesondere mindestens 0,05 Masse-%, betragen. Bei zu hohen Gehalten an Cr würde jedoch die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation erhöht. Ein zu hoher Mo-Gehalt ist ebenfalls aus Kostengründen zu vermeiden. Um die Wirkungen von Cr und Mo im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts effektiv nutzen zu können, wird daher die Obergrenze des Gesamtgehalts an Cr und Mo auf 1,4 Masse-%, bevorzugt 1 ,0 Masse-%, gesetzt. Dabei müssen Cr und Mo nicht notwendig in Kombination auftreten, sondern können jeweils auch alleine dem Stahl in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten von 0,02 - 1,4 Masse-%, insbesondere 0,05 - 1 ,0 Masse-%, zugegeben werden, um die erläuterten Effekte zu erzielen. Jedoch ergeben sich besonders günstige Wirkungen, wenn Cr und Mo gemeinsam in jeweils wirksamen Gehalten vorliegen, solange die Summe dieser Gehalte in den erfindungsgemäßen Grenzen liegt.

Mindestens eines der Elemente Titan (Ti) und Vanadium (V) ist als Pflichtbestandteil im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,005 - 0,15 Masse-% vorhanden, wobei auch hier gilt, dass eine optimale Wirkung dieser Elemente dann eintritt, wenn Ti und V jeweils gemeinsam in jeweils wirksamen Gehalten vorhanden sind. Ti und V sind Mikrolegierungselemente, die die Bildung von feinen Ausscheidungen im Stahl bewirken. Solche Ausscheidungen verhindern die Vergröberung der Austenitkörner bei Temperaturen, die höher sind als die Ar1- Temperatur des Stahls, und führen auf diese Weise zur Verfeinerung des Gefüges. Ein feineres Gefüge begünstigt die erfindungsgemäß angestrebte Seigerung von Mn während des im Zuge der Erzeugung eines erfindüngsgemäßen Stahlflachprodukts durchgeführten Haspelns, weil die Distanz, über die Mn diffundiert, durch die Anwesenheit von Ti und/oder V reduziert wird. Ti- und V-haltige Ausscheidungen tragen zudem durch Dispersionshärten zur Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei. Um diese Wirkungen von Ti und V zu erzielen, sind Ti- und/oder V-Gehalte von in Summe mindestens 0,005 Masse -% erforderlich. Bei Gehalten oberhalb von 0,15 Masse -% ergibt sich durch die Anwesenheit von Ti und/oder V im . Hinblick auf die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften keine besondere Steigerung mehr. Vielmehr lassen sich Ti und V dann besonders effektiv nutzen, wenn die Summe ihrer Gehalte höchstens 0,1 Masse -% beträgt.

Der Gehalt an Niob (Nb) ist erfindungsgemäß auf weniger als 0,005 Masse-% beschränkt, so dass, sofern Niob überhaupt vorhanden ist, es zu den Verunreinigungen gehört, die technisch unwirksam sind. Höhere Nb-Gehalte würden zur Bildung von feinen Nb-Ausscheidungen führen, die eine Anfälligkeit für Rissbildung beim Stranggießen oder bei der Brammenabkühlung oder — Wiedererwärmung mit sich bringen würden. Daher ist der Nb-Gehalt bevorzugt auf weniger als 0,003 Masse-%, insbesondere weniger als 0,002 Masse-%, beschränkt.

Bor (B) kann dem Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßeri Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Masse-% ebenfalls optional zugegeben werden, um die Bildung von Ferrit bei der während der Erzeugung des Stahlflachprodukts absolvierten Abkühlung aus dem interkritischen Bereich zu verhindern. B fördert auf diese Weise die Bildung von Bainit, welche zur Festigkeitssteigerung führt. Hierfür ist ein minimaler Gehalt von 0,0005 Masse- % B erforderlich. Ein zu hoher B-Gehalt kann aber zu einer unerwünschten Versprödung führen. Daher ist erfindungsgemäß die Obergrenze des ^' B- Gehalts, sofern B zugegeben wird, auf höchstens 0,005 Masse-%, insbesondere 0,002 Masse-%, gesetzt.

Phosphor (P) zählt zu den unerwünschten, jedoch technisch in der Regel unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und sollte daher so gering wie möglich sein. P erweist sich insbesondere ungünstig im Hinblick auf die Schweißbarkeit. Um seinen ungünstigen Einfluss sicher zu vermeiden, ist der P-Gehalt erfindungsgemäß auf weniger als 0,02 Masse-%, bevorzugt weniger als 0,01 Masse-%, insbesondere weniger als 0,005 Masse-%, beschränkt.

Auch Schwefel (S) zählt zu den unerwünschten, jedoch technisch in der Regel unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und sollte daher so gering wie möglich sein. S führt bei höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS bzw. (Mn, Fe)S, welche sich negativ auf das Dehnungsverhalten eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken würden. Um diese ungünstigen Effekte zu vermeiden, ist der S-Gehait erfindungsgemäß auf weniger als 0,005 Masse-%, bevorzugt weniger als 0,002 Masse-%, beschränkt.

Stickstoff (N) zählt ebenso zu den unerwünschten, jedoch technisch in der Regel unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und sollte daher so gering wie möglich sein. N bildet beispielsweise mit Aluminium oder Titan Nitride. Dies würde bei höheren N-Gehalten zu groben Ausscheidungen führen, die schädlich für die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts sein könnten. Der N-Gehalt ist daher erfindungsgemäß auf weniger als 0,01 Masse-%, bevorzugt weniger als 0,005 Masse-%, beschränkt.

Kalzium (Ca) gelangt ebenfalls bei der konventionellen Stahlerzeugung in den Stahl, weil es sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung, als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben wird. Eine zu hohe Konzentration von Ca kann zur Bildung von unerwünschten Einschlüssen führen, welche sich negativ auf die Mechanik und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze des Ca-Gehalts auf höchstens 0,005 Masse-%, bevorzugt höchstens 0,002 Masse-%, beschränkt.

Kupfer (Cu), Nickel (Ni), Zinn (Sn), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), Lanthan (La) und/oder Cer (Ce) sind Legierungselemente, die ebenfalls zu den Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gehören, deren Anwesenheit per se unerwünscht ist. Um Einflüsse dieser Elemente auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sicher zu verhindern, ist im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Masse-%, der Ni-Gehalt auf höchstens 0,1 Masse-%, der Sn-Gehalt auf höchstens 0,05 Masse-%, der As-Gehalt auf höchstens 0,02 Masse-%, der Co- Gehalt auf höchstens 0,02 Masse-%, der Zr-Gehalt auf höchstens 0,0002 Masse-%, der La-Gehalt auf höchstens 0,0002 Masse-% und der Ce-Gehalt auf höchstens 0,0002 Masse-% beschränkt.

Auch Sauerstoff (O) ist eine unerwünschte Verunreinigung, da sich bei Anwesenheit größerer Mengen an O Oxidbelegungen einstellen, die sich negativ sowohl auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts, als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit des Stahls seines Stahlsubstrats auswirken. Der Gehalt an Sauerstoff ist daher auf höchstens 0,005 Masse-%, bevorzugt 0,002 Masse-%, beschränkt.

Wasserstoff (H) zählt ebenfalls zu den unerwünschten Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der Gehalt an H im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist daher auf maximal 0,001 Masse-%, vorzugsweise maximal 0,0006 Masse-%, weiter bevorzugt maximal 0,0004 Masse-%, am meisten bevorzugt maximal 0,0002 Masse-%, reduziert.

An die Zusammensetzung der Korrosionsschutzbeschichtung und damit einhergehend des Schmelzenbades, das das Stahlflachprodukt bei seiner Schmelztauchbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht der Korrosionsschutzüberzug eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann die Korrosionsschutzschicht neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen bis zu 20 Masse-% Fe, bis zu 5 Masse-%

Mg und bis zu 10 Masse-% AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 5 Masse-% Fe, mindestens 1 Masse-% Mg und/oder mindestens 1 Masse-% AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

Zur Erprobung der Erfindung sind Stähle A - I erschmolzen und zu Brammen vergossen worden, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist. Gehalte an einem Legierungselement, die so gering sind, dass sie im technischen Sinne „0“, das heißt so gering sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag bezeichnet.

Die Brammen sind in einem Vorwärmofen, in dem eine Vorwärmtemperatur VT herrschte, durcherwärmt worden.

Anschließend sind die vorerwärmten Brammen in konventioneller Weise zu warmgewalzten Stahlbändern W1 - W35 warmgewalzt worden, wobei das Warmwalzen bei einer Endwalztemperatur ET beendet worden ist.

Die so erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 sind ausgehend von einer Haspeltemperatur HT in ebenso konventioneller Weise zu jeweils einem Coil gehaspelt worden. Erforderlichenfalls sind sie dazu vor dem Haspeln in konventioneller Weise auf die Haspeltemperatur HT abgekühlt worden.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung ist bei der Erzeugung der warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35, die aus jeweils einem der Stähle A - I bestanden, jeweils eine der in Tabelle 2 angegebenen Kombinationen I - VIII von Vorwärmofentemperatur VT, Warmwalzendtemperatur ET und Haspeltemperatur HT gewählt worden. Die zu jeder der Kombinationen I - VIII gehörenden Vorwärmofentemperaturen VT, Warmwalzendtemperaturen ET und Haspeltemperaturen HT sind in Tabelle 2 angegeben. Dabei sind diejenigen Vorwärmofentemperaturen VT, Warmwalzendtemperaturen ET und Haspeltemperaturen HT, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, durch Unterstreichungen hervorgehoben.

Nach der Abkühlung im Haspel sind die warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 durch Schmelztauchbeschichten mit einer Korrosionsschutzschicht auf Zn- Basis beschichtet worden. Dazu sind sie jeweils einer von sechs Varianten a - f einer Glühbehandlung und eines Schmelzenauftrags unterzogen worden, bei denen sie in einer Vorwärmestufe mit einer Aufheizrate HR auf eine Glühtemperatur GT erwärmt worden sind, bei der sie anschließend über eine Glühdauer von jeweils 40 s bis 100 s gehalten worden sind. Daraufhin sind die warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 mit einer Abkühlrate KR1 auf eine Badeintrittstemperatur BET abgekühlt worden, die jeweils gleich der Badtemperatur des Schmelzenbades war, durch das die Warmbänder nach der jeweiligen Glühbehandlung a - f geleitet worden sind. Das Schmelzenbad bestand dabei aus mindestens 99 Masse-% Zn. Die aus dem Schmelzenbad austretenden, nun fertigen, auf Basis der warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 erzeugten Stahlflachprodukte sind anschließend mit einer Abkühlrate KR2 auf Raumtemperatur abgekühlt worden, Die zu den Varianten a - f der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags gehörenden Parameter Aufheizrate HR, Glühtemperatur GT, Abkühlrate KR1 , Badeintrittstemperatur BET und Abkühlrate KR2 sind in Tabelle 3 verzeichnet.

An den in der voranstehend erläuterten Weise erhaltenen Stahlflachprodukten sind die mechanischen Eigenschaften und Gefügebestandteile ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen Streckgrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Bruchdehnung A80, Parameter „B“ aus Formel (1), Ferritanteil F des Gefüges, Martensitanteil M des Gefüges, Austenitanteil A des Gefüges, Anteil SO der sonstigen Bestandteile des Gefüges und Summe X der Flächenanteile des Gefüges des Stahlsubstrats, in denen eine Mn-Konzentration vorliegt, die mehr als 15 % oberhalb des Mittelwerts der Mn-Konzentration im Gefüge liegt, sind in Tabelle 4 zusammengefasst, wo für die auf Basis der warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 erzeugten Stahlflachprodukte zusätzlich angegeben ist, aus welchem der Stähle A - I das Stahlsubstrat des jeweiligen Stahlflachprodukts bestand, welche der Kombinationen I - VIII der Warmbanderzeugung (Spalte „WEZ“) und welche der Varianten a-f der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags das jeweilige Stahlsubstrat durchlaufen hat (Spalte „GS“).

Die aus den warmgewalzten Stahlbändern W1, W3, W6, W7, W8 und W27 hergestellten Stahlflachprodukte sind nicht in erfindungsgemäßer Weise erzeugt worden:

Beim aus dem warmgewalzten Stahlband W1 erzeugten Stahlflachprodukt wurde die Bramme mit einer zu niedrigen Vorwärmtemperatur VT erwärmt, so dass die Bramme nicht vollständig ausgeglüht wurde. Infolgedessen wirkten sich die Legierungselemente und die Herstellungsverfahren auf die mechanischen Eigenschaften nicht aus.

Das warmgewalzte Stahlband W3 enthält zu wenig Mn, so dass Mn in den Perlitzeilen des Warmbandgefüges nicht in ausreichenden Maßen geseigert hat. Dies führte zu einem niedrigeren Restaustenitgehalt und daher zu einer relativ niedrigen Bruchdehnung A80 des aus dem warmgewalzten Stahlband W3 erzeugten Stahlflachprodukts. Infolge dessen lag der Parameter B dort unterhalb von 31.

Bei der Erzeugung der warmgewalzten Stahlbänder W6, W7 und W8 wurden zu niedrige Haspeltemperaturen eingestellt. Dies führte zu einem ähnlichen Effekt auf die Mn-Seigerungen und daher zu unzureichenden mechanischen Eigenschaften wie beim aus dem warmgewalzten Stahlband W3 hergestellten

Stahlflachprodukt.

Bei der Glühbehandlung des warmgewalzten Stahlbands W27 wurde eine zu niedrige GT eingestellt, so dass das Gefüge nicht vollständig rekristaliisiert wurde. Dies ergab einen niedrigen Austenitgehalt im Gefüge des Stahlsubstrats des erhaltenen Stahlflachprodukts und daher zu einer niedrigen Bruchdehnung A80.

*) nicht erfindungsgemäße Parameter sind unterstrichen