Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes mit unterschiedlichen Eigenschaften, ein entsprechend warmgewalztes Stahlflachprodukt sowie eine entsprechende

Verwendung

Technisches Gebiet (Technical Field)

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes mit unterschiedlichen Eigenschaften. Ferner betrifft die Erfindung ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit unterschiedlichen Eigenschaften. Des Weiteren betrifft die Erfindung eine Verwendung des warmgewalzten mit unterschiedlichen Eigenschaften.

Technischer Hintergrund (Background Art)

Im Industriebereich gibt es viele Anwendungen, bei denen die aus einem Werkstoff gefertigten Bauteile einem extremen abrasiven Verschleiß unterliegen, zum Beispiel bei Spülrohren, welche in ihrem Inneren abrasive Medien befördern. Ein anderes Beispiel sind Prallplatten, an denen abrasive Medien entlang gleiten. Bauteile, die eine erhöhte Widerstandsfähigkeit gegen abrasiven Verschleiß benötigen, sind in industrietechnischen Bereichen wie Bau- und Landmaschinen oder Messerbau sowie für die Herstellung von Rohren zum Transport von Medien mit abrasiv wirkenden Bestandteilen von wachsender Bedeutung.

Damit unter Einsatzbedingungen akzeptable Standzeiten der Bauteile erreicht werden können, ist eine möglichst hohe Härte erforderlich, welche jedoch für bisherige verschleißresistente Stähle mit einer stark eingeschränkten Duktilität einhergeht. Für den angedachten Verwendungszweck ist jedoch ebenfalls ein duktiler Anteil notwendig. In diesem Fall ist insbesondere die Zähigkeit des Gesamtsystems ein entscheidender Faktor, die benötigt wird, um bei gelegentlicher schlagartiger Beanspruchung eine bessere Performance zu erreichen als bei einem konventionellen Verschleiß-/Sicherheitswerkstoff.

Im Bereich der Sicherheitsstahlanwendungen erhöht eine hohe Härte den Eindringwiderstand gegenüber Projektilen jedweder Art. Stähle mit hoher Härte neigen jedoch insbesondere bei stoßartigen Belastungen zu Ausbrüchen auf der Seite, welche der Belastung abgewandt ist. Dies wird im Stand der Technik beispielsweise durch mehrlagige Materialien gelöst, wobei eine Lage eine hohe Härte und eine andere die notwendige Zähigkeit aufweist, vgl. beispielsweise die Ausführungen in der europäischen Veröffentlichungsschrift EP 2 123 447 Al. Die Herstellung derartiger mehrlagiger Werkstoffverbunde ist jedoch sehr kosten intensiv. Für beide Anwendungsbereiche (Sicherheit und Verschleiß) sind Bleche geeignet, welche eine hohe Härte an einer ersten Oberfläche aufweisen und im Kern und/oder nahe der entgegengesetzten Oberfläche bzw. zweiten Oberfläche eine erhöhte Zähigkeit aufweisen. Neben hoher Festigkeit und Verschleißeignung haben die für die für oben genannten Einsatzzwecke hergestellten Stähle hohe Anforderungen an das Verhalten beim Kaltumformen und an die Schweißeignung zu erfüllen. Des Weiteren wäre es im Baumaschinensektor und für die Panzerung ziviler Fahrzeuge vorteilhaft, wenn derartige Stähle gleichzeitig eine erhöhte Umformbarkeit aufweisen würden, so dass bei der Endverarbeitung kleinere bzw. engere Biegeradien erreicht und damit die Freiheitsgrade beim Bauteildesign erhöht werden könnten.

Beispielsweise ist aus der internationalen Veröffentlichung WO 2017/ 153265 Al bekannt, ein Flachprodukt bestehend aus Stahl ein- oder beidseitig mittels einer Hochfrequenz-Wärmequelle zu erwärmen und anschließend abzukühlen, so dass sich an der bzw. den Oberflächen ein Härtegefüge einstellt. Diese Art der Wärmebehandlung führt innerhalb des Werkstoffs zu scharfen Übergängen zwischen den unterschiedlichen Materialeigenschaften, welche bei stoßartiger Belastung auftretende Schockwellen an den inneren Grenzflächen reflektieren können, was sich negativ auswirken und zu einem frühzeitigen Versagen führen kann, wodurch die Standzeit des Bauteils reduziert ist. Des Weiteren ist zur Einstellung der gewünschten Eigenschaften mindestens ein weiterer Schritt (Härtung, beispielsweise durch Hochfrequenz-Wärmequelle in Verbindung mit geeigneten Kühlmitteln) mit entsprechender Anlageninvestition in der Prozesskette erforderlich.

Hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit zur Herstellung von Stählen mit entsprechenden Eigenschaften, insbesondere zur Anwendung als Sicherheits- oder Verschleißstahl, besteht noch Optimierungsbedarf.

Zusammenfassung der Erfindung (Summary of Invention)

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes bereit zu stellen, mit welchem die geforderten Eigenschaften innerhalb des Stahlflachproduktes im Vergleich zum Stand der Technik wirtschaftlicher eingestellt werden kann, ein entsprechend hergestelltes warmgewalztes Stahlflachprodukt sowie eine entsprechende Verwendung anzugeben.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1. Erfindungsgemäß ist ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes vorgesehen, umfassend die Schritte:

Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.- %) aus

C: 0,05 bis 0,9 %, insbesondere 0, 1 bis 0,6 %, vorzugsweise 0,2 bis 0,5 %, bevorzugt 0,2 bis 0,4 %, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Mn, AI, P, S, N, Si, Cr, Mo, Ni, Ti, V, Nb, W, Zr, Ca, B, Cu, Co, Be, Sb, Sn, SEM) mit

Mn: 0, 1 bis 3 %, insbesondere 0,5 bis 2 %, vorzugsweise 1,0 bis 1,6 %,

AI: 0,01 bis 2 %, insbesondere 0,015 bis 1 %, vorzugsweise 0,02 bis 0, 15 %, bevorzugt

0,02 bis 0,05 %,

P: bis 0, 15 %, insbesondere 0,003 bis 0,05 %, vorzugsweise 0,007 bis 0,02 %,

S: bis 0,02 %, insbesondere 0,0002 bis 0,01 %, vorzugsweise 0,0005 bis 0,008 %, bevorzugt 0,0008 bis 0,005 %, besonders bevorzugt 0,001 bis 0,003 %,

N: bis 0,015 %, insbesondere 0,0005 bis 0,01 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,008 %, bevorzugt 0,002 bis 0,006 %,

Si: bis 1,5 %, insbesondere 0,01 bis 0,8 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,5 %, bevorzugt 0, 15 bis

0,35 %,

Cr: bis 2 %, insbesondere 0,02 bis 1,5 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,75 %, bevorzugt 0, 15 bis

0,45 %,

Mo: bis 1,5 %, insbesondere 0,01 bis 0,8 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,5 %,

Ni: bis 2,5 %, insbesondere 0,02 bis 2,5 %, vorzugsweise 0,05 bis 2 %, bevorzugt 0,05 bis

1,5 %, besonders bevorzugt 0, 1 bis 0,8 %,

Ti: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0, 15 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 1 %, bevorzugt

0,015 bis 0,05 %,

V: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt

0,015 bis 0, 10 %,

Nb: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt

0,015 bis 0, 10 %, W: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt

0,015 bis 0, 10 %,

Zr: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt

0,015 bis 0, 10 %,

Ca: bis 0,015 %, insbesondere 0,0005 bis 0,010 %, vorzugsweise 0,0005 bis 0,005 %, bevorzugt 0,001 bis 0,004 %,

B: bis 0,01 %, insbesondere 0,0005 bis 0,01 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,005 %, bevorzugt 0,0015 bis 0,004 %,

Cu: bis 0,5 %, insbesondere 0,01 bis 0,3 %, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 %,

Co: bis 1 %, insbesondere 0,01 bis 1 %, vorzugsweise 0,05 bis 0,7 %, bevorzugt 0, 1 bis 0,5

%,

Be: bis 0, 1 %, insbesondere 0,002 bis 0,05 %, vorzugsweise 0,005 bis 0,02 %,

Sb: bis 0,3 %; insbesondere 0,001 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,002 bis 0, 1 %, bevorzugt

0,005 bis 0,05 %,

Sn: bis 0,3 %, insbesondere 0,001 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,005 bis 0,2 %, bevorzugt

0,01 bis 0, 1 %,

SEM: bis 0,05 %, insbesondere 0,0005 bis 0,02 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,01 %, wobei zu den Verunreinigungen zählen:

0: bis 0,005 %, insbesondere bis 0,002 %,

H: bis 0,001 %, insbesondere bis 0,0004 %, vorzugsweise bis 0,0002 %,

As: bis 0,02 %, insbesondere wobei die als optional angegebenen Legierungselemente alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden können, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern, zu einem Vorprodukt;

Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur oder Halten des Vorprodukts auf eine Temperatur, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht, wobei insbesondere eine Temperatur von 1300°C nicht überschritten wird; Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Stahlflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einer Walzendtemperatur zwischen 600 und 1200 °C;

Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur zwischen der Raumtemperatur RT und 500°C, wobei das warmgewalzte Stahlflachprodukt asymmetrisch abgekühlt wird, derart, dass sich zumindest abschnittsweise über die Dicke und/oder Breite und/ oder Länge des warmgewalzten Stahlflachprodukts unterschiedliche Eigenschaften einstellen, wobei zumindest von Teilen einer ersten zu Teilen einer zweiten Oberfläche des warmgewalzten Stahlflachprodukts ein Härteunterschied von mindestens 50 HV eingestellt wird;

Haspeln oder Lagern des asymmetrisch abgekühlten Stahlflachprodukts und optional Abkühlen des aufgehaspelten oder gelagerten Stahlflachprodukts auf Umgebungstemperatur.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 7.

Erfindungsgemäß ist ein warmgewalztes Stahlflachprodukt vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus

C: 0,05 bis 0,9 %, insbesondere 0, 1 bis 0,6 %, vorzugsweise 0,2 bis 0,5 %, bevorzugt 0,2 bis 0,4

%, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Mn, AI, P, S, N, Si, Cr, Mo, Ni, Ti, V, Nb, W, Zr, Ca, B, Cu, Co, Be, Sb, Sn, SEM) mit

Mn: 0, 1 bis 3 %, insbesondere 0,5 bis 2 %, vorzugsweise 1,0 bis 1,6 %,

AI: 0,01 bis 2 %, insbesondere 0,015 bis 1 %, vorzugsweise 0,02 bis 0, 15 %, bevorzugt 0,02 bis

0,05 %,

P: bis 0, 15 %, insbesondere 0,003 bis 0,05 %, vorzugsweise 0,007 bis 0,02 %,

S: bis 0,02 %, insbesondere 0,0002 bis 0,01 %, vorzugsweise 0,0005 bis 0,008 %, bevorzugt

0,0008 bis 0,005 %, besonders bevorzugt 0,0005 bis 0,003 %,

N: bis 0,015 %, insbesondere 0,0005 bis 0,01 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,008 %, bevorzugt 0,002 bis 0,006 %, Si: bis 1,5 %, insbesondere 0,01 bis 0,8 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,5 %, bevorzugt 0, 15 bis 0,35 %,

Cr: bis 2 %, insbesondere 0,02 bis 1,5 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,75 %, bevorzugt 0, 15 bis 0,45 %,

Mo: bis 1,5 %, insbesondere 0,01 bis 0,8 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,5 %,

Ni: bis 2,5 %, insbesondere 0,02 bis 2,5 %, vorzugsweise 0,05 bis 2 %, bevorzugt 0,05 bis 1,5 %, besonders bevorzugt 0, 1 bis 0,8 %,

Ti: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0, 15 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 1 %, bevorzugt 0,015 bis

0,05 %,

V: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt 0,015 bis

0, 10 %,

Nb: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt 0,015 bis

0, 10 %,

W: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt 0,015 bis

0, 10 %,

Zr: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,01 bis 0, 15 %, bevorzugt 0,015 bis

0, 10 %,

Ca: bis 0,015 %, insbesondere 0,0005 bis 0,010 %, vorzugsweise 0,0005 bis 0,005 %, bevorzugt

0,001 bis 0,004 %,

B: bis 0,01 %, insbesondere 0,0005 bis 0,01 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,005 %, bevorzugt

0,0015 bis 0,004 %,

Cu: bis 0,5 %, insbesondere 0,01 bis 0,3 %, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 %,

Co: bis 1 %, insbesondere 0,01 bis 1 %, vorzugsweise 0,05 bis 0,7 %, bevorzugt 0, 1 bis 0,5 %,

Be: bis 0, 1 %, insbesondere 0,002 bis 0,05 %, vorzugsweise 0,005 bis 0,02 %,

Sb: bis 0,3 %; insbesondere 0,001 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,002 bis 0, 1 %, bevorzugt 0,005 bis

0,05 %,

Sn: bis 0,3 %, insbesondere 0,001 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,005 bis 0,2 %, bevorzugt 0,01 bis

0, 1 %,

SEM: bis 0,05 %, insbesondere 0,0005 bis 0,02 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,01 %, wobei zu den Verunreinigungen zählen:

0: bis 0,005 %, insbesondere bis 0,002 %,

H: bis 0,001 %, insbesondere bis 0,0004 %, bevorzugt bis 0,0002 %,

As: bis 0,02 %, insbesondere wobei die als optional angegebenen Legierungselemente alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden können, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern, besteht, wobei das warmgewalzte Stahlflachprodukt an einer ersten Oberfläche, welche insbesondere im späteren Einsatz einer Belastung zugewandt ist, wenigstens teilweise eine Härte von mindestens 200 HV, insbesondere mindestens 300 HV, vorzugsweise mindestens 380 HV, bevorzugt mindestens 430 HV, weiter bevorzugt mindestens 490 HV, besonders bevorzugt mindestens 600 HV und zumindest abschnittsweise über seine Dicke und/oder Breite und/oder Länge unterschiedliche Eigenschaften aufweist, wobei das warmgewalzte Stahlflachprodukt zumindest von Teilen seiner ersten zu Teilen seiner zweiten Oberfläche einen Härteunterschied von mindestens 50 HV, insbesondere von mindestens 100 HV, vorzugsweise von mindestens 150 HV, bevorzugt von mindestens 200 HV aufweist.

Wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in seiner gesamten Dicke einer Zugprüfung unterzogen, ergibt sich eine Streckgrenze von mindestens 500 MPa, insbesondere von mindestens 650 MPa, vorzugsweise von mindestens 800 MPa, besonders bevorzugt von mindestens 950 MPa. Die Zugfestigkeiten können zwischen 800 und 1500 MPa und höher liegen, wobei die Streckgrenze wie auch die Zugfestigkeit als integrale Größe über die (Gesamt-) Dicke des warmgewalzten Stahlflachprodukts im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892- 1 ermittelt wird.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem dritten Aspekt der Erfindung durch die Verwendung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts mit den Merkmalen des Patentanspruchs 12, als ebenes oder geformtes Bauteil im Bereich der Verschleiß- oder Sicherheitsanwendung.

Durch das Zusammenspiel der unterschiedlichen Eigenschaften zumindest abschnittsweise über die Dicke und/oder Breite und/oder Länge des warmgewalzten Stahlflachprodukts kann ein im Vergleich zum Stand der Technik wirtschaftlich hergestelltes Stahlflachprodukt mit hoher Zähigkeit und hoher Härte bereitgestellt werden, so dass das Flachprodukt vorzugsweise als Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl verwendet werden kann.

Nach dem Vergießen einer Schmelze mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der angegebenen Spannen zu einem Vorprodukt, beispielsweise in einer Stranggießanlage oder Gießwalzanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, beispielsweise im Falle der Gießwalzanlage, so dass das Vorprodukt auf einerTemperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur wiedererwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleich- oder Wieder- erwärm ungsofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, dass sich die Brammen durch natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Alternativ kann zur Vermeidung von Heißrissen ein vollständiges Abkühlen mit Hilfe einer isolierenden Lagerung oder einer Ofenlagerung entweder vollständig vermieden oder signifikant verzögert werden. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird anschließend beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht, insbesondere bei einer Temperatur oberhalb von Ac3, vorzugsweise oberhalb von Ac3 + 50K, um sicherzustellen, dass ein vollständig austenitisches Gefüge vorliegt. Zur Verringerung des Verformungswiderstands wird bevorzugt eine Temperatur von mindestens 1000°C, zum Sicherstellen der möglichst vollständigen Auflösung eventuell vorhandener Ausscheidungen besonders bevorzugt von mindestens 1100°C gewählt. Die Halte- bzw. Wiedererwärmungstemperatur sollte eine Temperatur von 1300°C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen der Vorproduktoberfläche zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen wird die Halte- bzw. Wiedererwärmungstemperatur bevorzugt auf maximal 1260°C beschränkt.

Das warme Vorprodukt mit einem vorzugsweise im Wesentlichen vollständig austenitischen Gefüge wird in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einer Walzendtemperatur zwischen 600 und 1200°C zu einem Stahlflachprodukt warmgewalzt.

Soll das Vorprodukt beispielsweise zu einem Blech mit einer Dicke zwischen 3 und 150 mm, insbesondere zwischen 8 und 150 mm, zur Gewährleistung eines möglichst kontinuierlichen und nicht sprunghaften Härteübergangs, vorzugsweise zwischen 15 und 150 mm, warmgewalzt werden, wird das Warmwalzen in einem oder mehreren Walzgerüsten, vorzugsweise in einem der Fachwelt bekannten Quarto-Walzgerüst, bei einer Walzendtemperatur zwischen 600 und 1200 °C durchgeführt. Insbesondere wird für das Walzen von Blech, vorzugsweise an einem Quarto-Walzgerüst, eine Walzendtemperatur von mindestens 800°C gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen, insbesondere werden mindestens 900°C, vorzugsweise mindestens 950°C, als Walzendtemperatur eingestellt, um einen kornfeinenden Effekt der Rekristallisation nach den Walzstichen möglichst sicher auszunutzen. Aus Gründen der Energieeffizienz wird insbesondere eine Walzendtemperatur von maximal 1100°C gewählt. Um eine unerwünschte Grobkornbildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur bevorzugt auf maximal 1050°C beschränkt. Soll alternativ das Vorprodukt beispielsweise zu einem Warmband mit einer Dicke zwischen 1,5 und 25 mm, zur Sicherstellung des angestrebten Härtegradienten vorzugsweise über die Dicke des Stahlflachprodukts, insbesondere zwischen 6 und 25 mm, vorzugsweise zwischen 8 und 20 mm, warmgewalzt werden, wird das Warmwalzen in mehreren Walzgerüsten, insbesondere in einer mehrgerüstigen Fertigstaffel bei einer Walzendtemperatur zwischen 600 und 1200°C, insbesondere zwischen 750 und 1000°C durchgeführt. Vorzugsweise wird die Walzendtemperatur beim Walzen in einer mehrgerüstigen Fertigstaffel zur Gewährleistung eines möglichst hohen Austenitgehalts auf mindestens 850°C, zur Sicherstellung der Rekristallisation auf bevorzugt mindestens 880°C eingestellt. Zur Begrenzung der benötigten Kühlmittelmenge werden besonders bevorzugt Walzendtemperaturen von maximal 950°C, zur Vermeidung der unerwünschten Grobkornbildung weiter bevorzugt maximal 930°C gewählt.

Optional kann in einem Zwischenschritt das warmgewalzte Stahlflachprodukt, insbesondere bis auf Raumtemperatur, abgekühlt werden, beispielsweise an ruhender Luft, und wiedererwärmt werden, insbesondere auf eine Temperatur, bei welcher das Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht. Insbesondere kann bei der Herstellung von Stahlflachprodukten in Blechform erst warmgewalzt, dann das gewalzte Blech abgekühlt und (anschließend) das gewalzte Blech wiedererwärmt werden, beispielsweise in einem Rollenherdofen vollständig austeni- tisiert.

Erfindungsgemäß erfolgt eine gezielte Wärmebehandlung zur Einstellung unterschiedlicher Eigenschaften zumindest abschnittweise über die Dicke und/oder Breite und/oder Länge in einem monolithischen Stahlflachprodukt entweder im Zuge bzw. im Anschluss eines Warmwalzprozesses, quasi in situ nach dem letzten Walzstich, oder im Anschluss an eine zusätzliche Erwärmung. Falls die gezielte Wärmebehandlung direkt im Zuge bzw. im Anschluss eines Warmwalzprozesses erfolgt, weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt zu Beginn der Kühlung insbesondere eine Temperatur gleich oder geringfügig unterhalb der Walzendtemperatur auf, welche als Kühlstarttemperatur bezeichnet wird. Falls die gezielte Wärmebehandlung im Anschluss an eine zusätzliche Erwärmung stattfindet, wird die Kühlstarttemperatur im Rahmen dieses Erwärmungsvorganges gezielt eingestellt.

Die Kühlstarttemperatur liegt oberhalb einer legierungsabhängigen Acl-Temperatur zum Einstellen eines zumindest teilweise austenitischen Ausgangsgefüges, für Kohlenstoffgehalte bis 0,60 Gew.-%, insbesondere mindestens bei der Ac3-Temperatur, vorzugsweise bei einer Temperatur von mindestens Ac3 + 50°C zur Sicherstellung eines vollständig austenitischen Ausgangsgefüges, bevorzugt bei mindestens 900°C oder oberhalb, um möglichst hohe Anteile eventuell vorhandener Ausscheidungen zu lösen. Insbesondere liegt die Kühlstarttemperatur aus Gründen der Energieeinsparung bei maximal 1000°C, zur Begrenzung der benötigten Kühlmittelmenge werden bevorzugt Kühlstarttemperaturen von maximal 950°C, zur Vermeidung der unerwünschten Grobkornbildung besonders bevorzugt von maximal 930°C gewählt. Für Kohlenstoffgehalte oberhalb von 0,6 Gew.-% liegt die Kühlstarttemperatur insbesondere zwischen Acl und Acl + 100 °C.

Von der Kühlstarttemperatur ausgehend wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt über eine zumindest teilweise asymmetrische Kühlung derart wärmebehandelt respektive abgekühlt, dass zumindest von Teilen einer ersten zu Teilen einer zweiten Oberfläche des warmgewalzten Stahlflachprodukts ein Härteunterschied von mindestens 50 HV eingestellt wird. HV entspricht der Vickers-Härte und wird nach DIN EN ISO 6507-1:2016 ermittelt. Die stärker abgekühlte Seite des warmgewalzten Stahlflachprodukts wird hierbei als erste Oberfläche bezeichnet. Optional wird die Kühlung der ersten Oberfläche mit lokal unterschiedlich starker Kühlung beaufschlagt, wodurch sich unterschiedlich große Abkühlgeschwindigkeiten ergeben, oder die Kühlung wird bei einer unterschiedlich hohen Temperatur abgebrochen respektive verringert. Der durch die Kühlung am stärksten gehärtete Bereich der ersten Oberfläche wird als Härtebereich bezeichnet. Dadurch liegt der Härtebereich zumindest teilweise bzw. in Teilen vor. Alternativ kann die erste Seite einheitlich und im Wesentlichen vollständig gekühlt werden, so dass sich im Wesentlichen vollständig an der ersten Oberfläche der Härtebereich einstellt. Die der ersten Oberfläche gegenüberliegende Oberfläche wird als zweite Oberfläche bezeichnet und kann ebenfalls gekühlt werden, allerdings in geringerem Maße oder nur bis zu einer höheren Temperatur als die erste Oberfläche. Optional wird die Kühlung der zweiten Oberfläche mit lokal unterschiedlich starker Kühlung beaufschlagt, wodurch sich unterschiedlich große Abkühlgeschwindigkeiten ergeben, oder die Kühlung wird bei einer unterschiedlich hohen Temperatur abgebrochen respektive verringert. Der durch die optionale Kühlung am wenigsten stark gehärtete Bereich der zweiten Oberfläche wird als Duktilbereich bezeichnet.

Insbesondere in Abhängigkeit von der Abkühlgeschwindigkeit und insbesondere auch bedingt durch die verwendeten Legierungselemente ist die Höhe der Härte beeinflussbar, so dass bevorzugt das warmgewalzte Stahlflachprodukt zumindest einseitig aktiv mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 30 K/s, insbesondere von mindestens 40 K/s, bevorzugt von mindestens 60 K/s abgekühlt wird, um auf der ersten Oberfläche respektive im Härtebereich der ersten Oberfläche innerhalb des warmgewalzten Stahlflachprodukts eine höhere Härte im Vergleich zur zweiten Oberfläche respektive zum Duktilbereich der zweiten Oberfläche einstellen zu können. Bevorzugt wird zur Abkühlung eine Flüssigkeit, insbeson- dere Wasser verwendet. Die aktive Abkühlung erfolgt auf der ersten Oberfläche, wohingegen die zweite Oberfläche des warmgewalzten Flachprodukts aktiv abgekühlt, mit einer geringeren Abkühlgeschwindigkeit im Vergleich zur Abkühlung an der ersten Oberfläche, oder passiv abgekühlt oder gar nicht gekühlt werden kann, so dass sich an der zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich der zweiten Oberfläche eine im Vergleich zur ersten Oberfläche respektive zum Härtebereich der ersten Oberfläche ein weniger hartes und vor allem zäheres Gefüge einstellen kann.

Die lokale Zähigkeit des Stahlflachproduktes kann durch aufwändige Präparation und anschließende Prüfung beispielsweise von Kerbschlagproben in unterschiedlichen Lagen über die Dicke bestimmt werden. Allerdings hat es sich für die Anwendung als ausreichend herausgestellt, nur die Härte gezielt einzustellen und zu prüfen, um die am Bauteil gewünschten Zähigkeitseigenschaften gewährleisten zu können.

Zur Erzielung eines zumindest teilweise gehärteten Gefüges wird die asymmetrische Abkühlung des Stahlflachprodukts bei einer definierten Kühlstopptemperatur beendet oder zumindest deutlich verlangsamt. Insbesondere erfolgt nach Erreichen der Kühlstopptemperatur eine weitere Abkühlung an ruhender oder bewegter Luft, wobei das Stahlflachprodukt optional zuvor zu einem Coil aufgewickelt wird. Die Kühlstopptemperatur wird an der ersten Oberfläche respektive im Härtebereich der ersten Oberfläche gemessen und liegt unterhalb der legierungsabhängigen Bainit-Start-Temperatur Bs, bevorzugt unterhalb der legierungsabhängigen Martensit- Starttemperatur Ms, weiter bevorzugt 50 °C oder mehr unterhalb von Ms, besonders bevorzugt 100°C oder mehr unterhalb von Ms.

Das warmgewalzte Stahlflachprodukt weist in einer Ausführung an seiner ersten Oberfläche respektive im Härtebereich an der ersten Oberfläche ein Gefüge aus Martensit mit mindestens 50 Flächen-%, insbesondere mindestens 60 Flächen-%, vorzugsweise mindestens 70 Flächen-%, bevorzugt mindestens 80 Flächen-%, besonders bevorzugt mindestens 90 Flächen-% auf, wobei andere bzw. verbleibende Gefügebestandteile in Form von Bainit, Austenit, Restaustenit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können. Insbesondere besteht in dieser Ausführung der verbleibende nicht martensi- tische Gefügeanteil zum größten Teil aus Bainit, wobei vorzugsweise Perlit und/oder Ferrit mit bis zu 10 Flächen-%, bevorzugt mit bis zu 5 Flächen-% vorliegen können. Die erste Oberfläche respektive der Härtebereich der ersten Oberflächen innerhalb des warmgewalzten Stahlflachprodukts weist weiter bevorzugt ein Gefüge bestehend zu 100 Flächen-% aus Martensit auf, wodurch die höchstmögliche Härte, insbesondere in Verbindung mit den entsprechend eingesetzten Legierungselementen, bereitgestellt werden kann. In einer alternativen Ausführung weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt insbesondere an seiner ersten Oberfläche respektive im Härtebereich an der ersten Oberfläche ein Gefüge aus Bainit mit mindestens 50 Flächen-%, insbesondere mindestens 60 Flächen-%, vorzugsweise mindestens 70 Flächen-%, bevorzugt mindestens 80 Flächen-%, besonders bevorzugt mindestens 90 Flächen-% auf, wobei andere bzw. verbleibende Gefügebestandteile in Form von Austenit, Restaustenit, Martensit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können. Insbesondere besteht in dieser Ausführung der verbleibende nicht bainitische Gefügeanteil zum größten Teil aus Martensit, wobei vorzugsweise Perlit und/oder Ferrit mit bis zu 10 Flächen-%, bevorzugt mit bis zu 5 Flächen-% vorliegen können.

An seiner zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich der zweiten Oberfläche weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt ein Gefüge aus mindestens einem der Gefügebestandteile Ferrit, Perlit, Bainit und/oder Martensit (in Summe) mit mindestens 70 Flächen-%, insbesondere mit mindestens 80 Flächen-%, vorzugsweise mit mindestens 90 Flächen-%, bevorzugt mit mindestens 95 Flächen-% auf, wobei andere Gefügebestandteile in Form von Austenit, Restaustenit und/oder Zementit vorhanden sein können, wobei Martensit im Gefüge der zweiten Oberfläche geringer vorhanden ist als im Gefüge der ersten Oberfläche, wobei Gefügebestandteile in Form von Martensit insbesondere mit maximal 40 Flächen-%, vorzugsweise mit maximal 20 Flächen-%, bevorzugt mit maximal 5 Flächen-% vorhanden sein können oder besonders bevorzugt kein Martensit vorhanden sein kann.

Falls an der ersten Oberfläche respektive im Härtebereich der ersten Oberfläche ein Bainitanteil von mindestens 50 Flächen-% vorliegt, so ist der Bainitanteil an der zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich der zweiten Oberfläche so einzustellen, dass der Bainitanteil der zweiten Oberfläche respektive des Duktilbereichs der zweiten Oberfläche geringer ist als die aufsummierten Anteile von Bainit und Martensit an der ersten Oberfläche respektive im Härtebereich der ersten Oberfläche. Dabei ist der Martensitanteil an der zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich der zweiten Oberfläche insbesondere auf maximal 10 Flächen-%, vorzugsweise auf maximal 5 Flächen-%, eingeschränkt oder bevorzugt nicht vorhanden.

Durch die Einstellung der oben genannten Gefügeanteile bzw. -bestandteile kann ein zäher Bereich an der zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich der zweiten Oberfläche innerhalb des warmgewalzten Stahlflachprodukts eingestellt werden. Die Höhe der Zähigkeit hängt insbesondere davon ab, ob und mit welchem Gehalt Martensit vorhanden ist, insbesondere auch in Verbindung mit den entsprechenden Legierungselementen. Im Rahmen der Erfindung können auch an beiden Oberflächen respektive in deren Härte- bzw. Duktilbereich jeweils bis maximal 5 Flächen-% herstellungsbedingte, unvermeidbare Gefügebestandteile, wie Zementit oder andere Ausscheidungen wie Carbide, Nitride und/oder Oxide sowie deren Mischformen zugelassen werden.

Im Vergleich zum Stand der Technik weist der Härteverlauf zwischen der ersten und zweiten Oberfläche des warmgewalzten Stahlflachprodukts einen geschwungenen (harmonischen) Verlauf auf, so dass bei stoßartiger Belastung auftretende Schockwellen innerhalb des Stahlflachprodukts/Bauteils diffus gestreut werden können und dadurch ein frühzeitiges Versagen im Wesentlichen verhindert werden kann. Der geschwungene (harmonische) Verlauf ist beispielsweise dadurch gekennzeichnet, dass in einem Bereich von mindestens 5 %, insbesondere von mindestens 10 %, vorzugsweise von mindestens 20 %, bevorzugt von mindestens 30 % der Dicke des Stahlflachprodukts eine lokale Härte Hl vorliegt, für die gilt:

Hmin + (Hmax - Hmin)/HH <= Hl <= Hmax - (Hmax - Hmin)/HH, wobei Hmax der maximalen Härte an der ersten Oberfläche respektive im Härtebereich an der ersten Oberfläche, Hmin der minimalen Härte an der zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich an der zweiten Oberfläche und HH einem Wert von 20, insbesondere von 10, vorzugsweise von 5, bevorzugt von 3 entspricht. HH ist hierbei ein Faktor, der den Grad der Differenzierung zwischen der lokalen Härte im Übergangsbereich im Vergleich zur maximalen und minimalen Härte beschreibt. Dieser Faktor dient dazu, den Härtewert des Übergangsbereichs klar von den Härtewerten des Härtebereichs und des Duktilbereichs abzugrenzen. Falls im Duktil- und/oder Härtebereich ein Gefüge aus verschiedenen Bestandteilen mit deutlich unterschiedlichen Härten besteht, sollte insbesondere zur sicheren messtechnischen Abgrenzung der Bereiche ein HH-Wert von 10 oder weniger verwendet werden.

Auch das Auftreten eines starken Eigenschaftsgradienten (scharfer Übergang) kann erfindungsgemäß vermieden werden, wie es im Stand der Technik beobachtet wurde, bedingt durch die chemischen Analysen der Stahlwerkstoffverbunde bzw. durch Verwendung einer Hochfrequenz-Wärmequelle, mit der gezielt über die Dicke eine Wärmebehandlung erfolgen kann. Bedingt durch die an den beiden Oberflächen unterschiedlichen Eigenschaften respektive Gefügestrukturen, insbesondere durch die zweite Oberfläche mit der zäheren Gefügestruktur, kann die Standzeit der Bauteile bei gelegentlicher, schlagartiger Belastung erhöht werden. Je nach Ausführung des warmgewalzten und insbesondere asymmetrisch abgekühlten Stahlflachprodukts wird es beispielsweise als Warmband aufgehaspelt oder beispielsweise als Blech gelagert, wobei das aufgehaspelte oder gelagerte Stahlflachprodukt optional weiter auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird bzw. zugelassen wird, dass es sich auf Umgebungstemperatur abkühlt. Je nach Ausführung wird es zur Weiterverarbeitung, beispielsweise zur Herstellung von Bauteilen, bereitgestellt.

Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Legierungselemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestandteile werden durch Auswertung licht- oder elektronenmikroskopischer Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt.

Bei derTemperatur Acl beginnt das Gefüge in Austenit umzuwandeln und liegt insbesondere vollständig austenitisch vor, wenn die Temperatur Ac3 überschritten wird. Bs Bainit-Start, Bf Bainit-Finish, Ms Martensit-Start und Mf Martensit- Finish geben die Temperaturen an, bei denen eine Umwandlung in Bainit respektive Martensit beginnt bzw. abgeschlossen ist. Acl, Ac3, Bs, Bf, Ms und Mf sind Kennwerte, welche abhängig von der Zusammensetzung (Legierungselemente) des verwendeten Stahlwerkstoffs sind und aus sogenannten ZTA- bzw. ZTU-Schaubildern entnommen werden können. Austenit kann durch geeignete Abkühlgeschwindigkeiten in ein hartes Gefüge, welches insbesondere überwiegend Martensit und/oder Bainit aufweisen kann, umgewandelt werden. Auch die erforderlichen Abkühlraten können in Abhängigkeit von dem gewünschten Gefüge aus den ZTU-Schaubildern entnommen werden.

Durch das im Wesentlichen in der Horizontalen erfolgte Warmwalzen des Stahlflachprodukts wird die aktive Kühlung bevorzugt von der Unterseite, welche der ersten Oberfläche respektive ersten Seite des warmgewalzten Stahlflachprodukts entspricht, durchgeführt. Durch die asymmetrische Kühlung findet auf der gekühlten ersten Seite beispielsweise eine Umwandlung von Austenit in Bainit und/oder Martensit im Gefüge statt, welche insbesondere mit einer stärkeren Volumenvergrößerung insbesondere einseitig einhergeht, was zu einer Verformung aus der Ebene des Flachproduktes führen kann. Würde die aktive Kühlung ausschließlich auf der Oberseite erfolgen, welches hier nicht ausgeschlossen werden sollte, könnte sich die Verformung aus der Ebene negativ auf die Transporteigenschaften auswirken. Des Weiteren können dadurch, dass die bevorzugte aktive Abkühlung von der Unterseite erfolgt, Messmittel, insbesondere kontaktlose Messmittel, welche in der Regel auf die Oberseite der erzeugten Stahlflachprodukte gerichtet sind, genauer operieren, da kein vagabundierendes Kühlmittel die Messgenauigkeit negativ beeinflussen kann und somit eine bessere Prozesssteuerung erzielt werden kann.

Gemäß einer Ausführung kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt bzw. das daraus gefertigte Bauteil einer Wärmebehandlung, beispielsweise einer Anlassbehandlung zugeführt werden, welche bei einer Temperatur unterhalb von Acl durchgeführt werden kann, so dass eine erneute Umwandlung in Austenit verhindert wird. Je nach Höhe der Anlasstemperatur kann die Härte an der ersten Oberfläche bzw. im Randbereich der ersten Oberfläche respektive an der ersten Seite verringert werden, was jedoch zur Erhöhung der Zähigkeit im gesamten Stahlflachprodukt respektive Bauteil führen kann und damit die Anfälligkeit gegen Risse und/oder Ausbrüche im Einsatzfall bei abrasiver und/oder schlagender Beanspruchung reduziert werden kann.

Im Gegensatz zur Herstellung eines konventionellen, monolithischen Verschleiß- oder Sicherheitsstahls mit hoher Durchhärtbarkeit wird erfindungsgemäß insbesondere ein Stahlwerkstoff verwendet, welcher eine hohe Ansprunghärte mit geringer Durchhärtbarkeit aufweist. Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahlwerkstoffs sind wie folgt angegeben:

Kohlenstoff (C) übernimmt mehrere wichtige Funktionen in dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt. In erster Linie ist C ein Martensitbildner und damit essentiell für die Einstellung der gewünschten Härte auf der ersten Oberfläche bzw. ersten Seite des Stahlflachprodukts in Verbindung mit der asymmetrischen Abkühlung, so dass mindestens ein Gehalt von 0,05 Gew.-%, insbesondere zur sicheren Einstellung einer größeren Härtedifferenz mindestens ein Gehalt von 0, 1 Gew.-%, vorzugsweise mindestens ein Gehalt von 0,2 Gew.-% vorhanden ist. Weiterhin trägt C in großem Maße zu einem höheren CEV-Wert (CEV=Kohlenstoffäquivalent) bei, wodurch die Schweißeignung negativ beeinflusst wird, so dass ein Gehalt bis maximal 0,9 Gew.-%, zur Verringerung der Neigung zu Einrissen insbesondere bis maximal 0,6 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt bis maximal 0,4 Gew.-% zulegiert wird. Durch C wird der Härteunterschied zwischen der ersten und zweiten Oberfläche des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gezielt eingestellt und insbesondere die gewünschte Verstärkung des Festigkeitsunterschieds zwischen beiden Oberflächen respektive Seiten gezielt beeinflusst. Des Weiteren können durch die angegebene Obergrenze negative Einflüsse in Bezug auf die Zähigkeitseigenschaften, die Umformeigenschaften und die Schweißeignung vermieden werden. Je nach erforderlicher Umformbarkeit und Zähigkeit kann der C-Gehalt innerhalb der angegebenen Spannen individuell zulegiert werden. Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Mn, AI, P, S, N, Si, Cr, Mo, Ni, Ti, V, Nb, W, Zr, Ca, B, Cu, Co, Be, Sb, Sn, SEM) enthalten.

Mangan (Mn) ist ein optionales Legierungselement, das zur Härtbarkeit beitragen kann. Gleichzeitig verringert Mn die Neigung zur unerwünschten Bildung von Perlit während der Abkühlung und setzt die kritische Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Zudem kann Mn zur Abbindung von S verwendet werden, so dass insbesondere ein Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-% vorhanden ist. Eine zu hohe Mn-Konzentration wirkt sich dagegen negativ auf die Schweißeignung aus, so dass Mn auf maximal 3 Gew.-% begrenzt ist. Zur Gewährleistung der gewünschten Umformbarkeit wird der Gehalt insbesondere auf maximal 2 Gew.-%, zur Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften vorzugsweise auf maximal 1,6 Gew.-% beschränkt. Zur Verringerung des Perlitanteils wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,5 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 1,0 Gew.-% zur Einstellung der angestrebten Festigkeitseigenschaften verwendet.

Aluminium (AI) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% verwendet werden. Insbesondere kann AI zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff verwendet, so dass optional zulegiertes Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann. Daher wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,015 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,02 Gew.- % eingestellt. AI kann zudem zur Dichtereduktion sowie zur Unterdrückung unerwünschter Zementit- bildung legiert werden. Zur Vermeidung gießtechnischer Probleme wird der Gehalt auf maximal 2 Gew.- %, insbesondere auf maximal 1 Gew.-%, begrenzt. Vorzugsweise sollte, wenn eine Dichtereduktion nicht erforderlich ist und die Zementitbildung durch andere Maßnahmen vermieden wird, der maximale Gehalt von 0, 15 Gew.-% nicht überschritten werden, um unerwünschte Ausscheidungen im Werkstoff insbesondere in Form von nichtmetallischen oxidischen Einschlüssen im Wesentlichen zu reduzieren und/oder zu vermeiden, welche die Werkstoffeigenschaften negativ beeinflussen können. Die bevorzugte Spanne liegt zwischen 0,02 und 0,05 Gew.-%, um durch die ferritstabilisierende Wirkung von AI beispielsweise die Härtbarkeit nicht zu stark herabzusetzen.

Phosphor (P) ist ein optionales Legierungselement, das zur Steigerung des Festigkeitsniveaus in Gehalten von bis zu 0, 15 Gew.-% zulegiert werden kann. Zur Sicherstellung der gewünschten Festigkeitssteigerung werden insbesondere mindestens 0,003 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,007 Gew.-% verwendet. Allerdings wirkt P sich stark zähigkeitsmindernd und dadurch ungünstig auf die Umformbarkeit aus. P kann zudem aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwindigkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Negative Einflüsse auf die Umformbarkeit können sicher ausgeschlossen werden, wenn der Gehalt insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, zur zusätzlichen Verringerung der Seigerungseffekte vorzugsweise auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt wird.

Schwefel (S) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von maximal 0,02 Gew.-% eingesetzt werden, um durch Bildung von Sulfiden mit Mn und/oder Fe insbesondere im Kern des warmgewalzten Stahlflachproduktes eine Verringerung der Wärmeleitung zu bewirken, wodurch sich der angestrebte Härteunterschied im Werkstoff besonders sicher einstellen lässt. Um den gewünschten Effekt zu erreichen, wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,0002 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,0005 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,0008 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 0,001 Gew.-% eingesetzt. Allerdings weist S im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und kann die Umformbarkeit in Folge der übermäßigen Bildung von FeS, MnS bzw. (Mn, Fe)S beeinträchtigen. Der Gehalt wird daher insbesondere auf maximal 0,01 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,008 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,005 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 0,003 Gew.-% begrenzt.

Stickstoff (N) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-% zur Nitridbildung und/oder Verbesserung der Härtbarkeit eingesetzt werden. Um diese Wirkung zu erzielen, werden insbesondere Gehalte von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,002 Gew.-% verwendet. Allerdings führt N insbesondere in Verbindung mit AI und/oder Ti zur Bildung von groben Nitriden, die sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken können. Der Gehalt ist daher auf maximal 0,015 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,01 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,008 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,006 Gew.-% begrenzt.

Silizium (Si) kann als optionales Legierungselement zusätzlich zu AI als Desoxidationselement wirken und daher mit einem Gehalt von maximal 1,5 Gew.-% zulegiert werden. Zur Sicherstellung der Wirksamkeit wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% verwendet. Allerdings kann es auch zur Festigkeitssteigerung beitragen, so dass vorzugsweise ein Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0, 15 Gew.-% zulegiert wird. Wird dem Stahl zu viel Si zulegiert, kann dies einen negativen Einfluss auf die Zähigkeitseigenschaften, die Umformbarkeit und die Schweißeignung haben. Daher ist der Gehalt insbesondere auf maximal 0,8 Gew.-%, zur Verbesserung der Oberflächenqualität vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,35 Gew.-% begrenzt. In einer alternativen Ausführung kann der Si-Gehalt auf maximal 0,03 Gew.-% beschränkt werden, um aus Korrosionsschutzgründen eine besonders gute Stückverzinkungsfähigkeit zu gewährleisten. Chrom (Cr) kann als optionales Legierungselement zur Einstellung des Härteunterschieds, insbesondere zur Verstärkung des Festigkeitsunterschieds zwischen den beiden Oberflächen bzw. Seiten des Stahlflachprodukts beitragen, insbesondere mit einem Gehalt von mindestens 0,02 Gew.-%, da es wie C die Umwandlung (in Austenit) unterstützen kann. Aus Kostengründen ist die Obergrenze mit 2 Gew.-% definiert. Bei zu hohem Gehalt kann die Schweißeignung negativ beeinflusst werden, so dass der Gehalt insbesondere auf maximal 1,5 Gew.-% begrenzt wird. Um eine Verschlechterung der Zähigkeit der zweiten Oberfläche des Stahlflachprodukts zu vermeiden, werden vorzugsweise maximal 0,75 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,45 Gew.-% legiert. Um die Kohlenstoffdiffusion herabzusetzen und so eine gleichgewichtsferne Umwandlung zu begünstigen, werden insbesondere Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0, 1 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0, 15 Gew.-% legiert. Für Bauteile, die nicht geschweißt werden müssen, kann Cr bis zur genannten Obergrenze und, falls die entsprechenden Kosten weniger relevant sind, auch darüber hinaus zulegiert werden. Der Einsatz des optionalen Legierungselements Cr wird beispielsweise bei Dicken des Stahlflachprodukts von 15 mm und mehr, insbesondere von 20 mm und mehr, bevorzugt, um eine höhere Einhärtung zu gewährleisten.

Molybdän (Mo) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit und die Härte erhöhen. Da es zur Verstärkung der Wirksamkeit von Cr beitragen bzw. den Einsatz dieses Legierungselements ersetzen kann, kann es optional mit einem Gehalt von bis zu 1,5 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,01 und 0,8 Gew.-%, zur Erzielung einer möglichst großen Härtedifferenz und zur Verringerung der Kohlenstoffdiffusion vorzugsweise zwischen 0, 1 und 0,5 Gew.-% zulegiert werden. Besonders bevorzugt wird Mo zusammen mit Cr legiert.

Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement ebenso wie Cr die Umwandlung (in Austenit) verbessern und die Festigkeit erhöhen, so dass optional ein Gehalt von bis zu 2,5 Gew.-% eingestellt werden kann. Zur Sicherstellung der Wirksamkeit wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,02 Gew.-% eingestellt. Zur Begünstigung der gewünschten Phasenumwandlung werden vorzugsweise Gehalte von mindestens 0,05 Gew.-%, zur Erhöhung der Zähigkeit besonders bevorzugt von mindestens 0, 1 Gew.-%, eingesetzt. Zur Verbesserung der Schweißbarkeit wird der Gehalt vorzugsweise auf maximal 2 Gew.-%, aus Kostengründen bevorzugt auf maximal 1,5 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 0,8 Gew.-% beschränkt.

Titan (Ti) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit durch Bildung von Carbiden, Nitriden und/oder Carbonitriden steigern und als Mikroseigerungselement wirken. Des Weiteren kann die Bildung von grobem Austenitgefüge, insbesondere bei einer Wiedererwärmung unterdrückt werden. Da es zudem zur Verstärkung der Wirksamkeit von Cr beitragen kann, kann es optional mit einem Gehalt von bis zu 0,2 Gew.-% zulegiert werden. Aus Kostengründen wird der Gehalt insbesondere auf maximal 0, 15 Gew.-%, zur sicheren Vermeidung der Bildung zu großer Titannitride vorzugsweise auf maximal 0, 1 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,05 Gew.-% beschränkt. Zur Sicherstellung der Wirksamkeit wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,005 Gew.-% zulegiert. Zur Ausnutzung der festigkeitssteigernden Wirkung werden vorzugsweise Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,015 Gew.-% verwendet.

Vanadium (V), Niob (Nb), Wolfram (W) und/oder Zirkonium (Zr) können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung zulegiert werden. Diese optionalen Legierungselemente können wie Ti als Mikrolegierungselemente eingesetzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können V, Nb, W und/oder Zr insbesondere mit Gehalten von (jeweils) mindestens 0,005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,015 Gew.-%, eingesetzt werden. Für Nb, W und Zr liegt der Mindestgehalt einzeln oder in Summe besonders bevorzugt bei mindestens 0,02 Gew.-% sowie für V besonders bevorzugt bei mindestens 0,04 Gew.-%. Die optionalen Legierungselemente sind Geweils) auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0, 15 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0, 1 Gew.-% begrenzt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere sich negativ auf die Zähigkeitseigenschaften des Stahlflachprodukts auswirken können.

Calcium (Ca) kann als optionales Legierungselement der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis maximal 0,01 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,005 Gew.-%, bevorzugt bis maximal 0,004 Gew.-% zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führen kann. Darüber hinaus kann durch die Zugabe von Ca auch das Kaltumformverhalten verbessert werden. Die beschriebenen Effekte können ab einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-% wirksam sein.

Bor (B) kann als optionales Legierungselement auf den Phasengrenzen segregieren und deren Bewegung verhindern. Dies kann zu einem feinkörnigen Gefüge führen, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirken kann. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten, kann ein Gehalt von bis zu 0,01 Gew.-%, insbesondere aus Kostengründen bis maximal 0,005 Gew.-%, und zur sicheren Vermeidung der Versprödung an Korngrenzen bevorzugt bis maximal 0,004 Gew.-%, sowie insbesondere zur Gewährleistung der sicheren Wirksamkeit auch bei Vorhandensein von N, beispielsweise in Form von technisch unvermeidbaren Verunreinigungen der Stahlschmelze mit N, insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, zur Erhöhung der Feinkörnigkeit vorzugsweise von mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,0015 Gew.-%, zulegiert werden. Beim optionalen Zulegieren von B sollte zudem ausreichend Ti für die Abbindung von N zulegiert sein.

Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement zur Erhöhung der Festigkeit und der Witterungsbeständigkeit mit einem Gehalt von bis zu 0,5 Gew.-% legiert werden. Um die festigkeitssteigernde Wirkung zu gewährleisten, werden Gehalte insbesondere von mindestens 0,01 Gew.-% zugegeben, zur Erhöhung der Witterungsbeständigkeit werden Gehalte vorzugsweise von mindestens 0,05 Gew.-% eingesetzt. Gehalte von über 0,5 Gew.-% ergeben keinen zusätzlichen Nutzen. Der Gehalt wird insbesondere auf maximal 0,3 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,25 Gew.-% begrenzt, um negative Einflüsse auf die Schweißeignung und die Zähigkeitseigenschaften in der Wärmeeinflusszone einer am Stahlflachprodukt möglichen, vorgenommenen Schweißung zu vermeiden.

Kobalt (Co) kann als optionales Legierungselement mit Gehalten insbesondere von mindestens 0,01 Gew.-% zur Härtesteigerung verwendet werden. Vorzugsweise können zur Nutzung dieses Effektes Gehalte von mindestens 0,05 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0, 1 Gew.-%, eingesetzt werden. Gehalte unter 0,01 Gew.-% zeigen keinen erkennbaren Effekt, können aber toleriert werden. Aus Kostengründen wird der Co-Gehalt auf maximal 1 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,7 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,5 Gew.-% beschränkt.

Beryllium (Be) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von bis zu 0, 1 Gew.-% eingesetzt werden, um durch die Bildung von hochfesten Carbiden und/oder Oxiden die Verschleißbeständigkeit zu erhöhen. Zur sicheren Einstellung der Wirksamkeit werden Gehalte insbesondere von mindestens 0,002 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt. Aus Kostengründen wird der Gehalt insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,02 Gew.-% beschränkt. Besonders bevorzugt wird aufgrund seinerToxizität auf den Einsatz von Be verzichtet.

Antimon (Sb) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von bis zu 0,3 Gew.-% zulegiert werden, um die Anfälligkeit für Korngrenzenoxidation zu verringern und bei Einsatz höherer Gehalte zudem die Korrosionsbeständigkeit in sauren Medien zu erhöhen, indem es an Korngrenzen seigert und dort die Neigung zur Wasserstoffgenerierung und damit zur wasserstoffinduzierten Rissbildung verringert oder ganz unterbindet. Um eine sichere Wirkung des Zulegierens zu erreichen, wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,001 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,002 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt. Aus Kostengründen wird der Maximalgehalt insbesondere auf 0,2 Gew.-%, vorzugsweise auf 0, 1 Gew.-%, bevorzugt auf 0,05 Gew.-% beschränkt. Wenn keine besonderen Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit in sauren Medien bestehen, wird zur Vermeidung der Versprödung insbesondere an Korngrenzen besonders bevorzugt maximal 0,02 Gew.-% eingesetzt. Falls eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit in sauren Medien benötigt wird, wird in einer alternativen Ausführung besonders bevorzugt der Mindestgehalt auf 0,02 Gew.-% festgelegt.

Zinn (Sn) kann als optionales Legierungselement zulegiert werden, um die Korrosionsbeständigkeit in sauren Medien zu erhöhen und kann zu diesem Zwecke mit einem Gehalt bis zu 0,3 Gew.-% eingesetzt werden. Zur Sicherstellung einer zumindest geringfügigen Wirksamkeit wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,001 Gew.-% verwendet. Um diese Wirkung in erhöhtem Maße zu gewährleisten, wird ein Gehalt vorzugsweise von mindestens 0,005 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,01 Gew.-% eingesetzt. Um eine Verschlechterung der Zähigkeit des Materials zu vermeiden, wird die Obergrenze insbesondere auf maximal 0,25 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0, 1 Gew.-% eingeschränkt.

Seltenerdmetalle wie Cer, Lanthan, Neodym, Praseodym, Yttrium und andere, die einzeln oder in Summe mit SEM abgekürzt werden, können als optionale Legierungselemente hinzugegeben werden, um S, P und/oder 0 abzubinden und die Bildung von Oxiden und/oder Sulfiden sowie Phosphorsegregationen an Korngrenzen zu verringern bzw. ganz zu vermeiden und so die Zähigkeit zu erhöhen. Um eine erkennbare Wirkung zu erzielen, wird bei Einsatz von SEM ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-% zulegiert. Der SEM-Gehalt wird auf maximal 0,05 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,02 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-% begrenzt, um nicht zu viele zusätzliche Ausscheidungen zu bilden, was die Zähigkeit negativ beeinflussen kann. Bevorzugt wird aus Kostengründen bis maximal 0,005 Gew.-% SEM zulegiert.

Neben Eisen kann das Stahlflachprodukt herstellungsbedingt als unvermeidbare Verunreinigungen eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe (0, H, As) enthalten, welche nicht gezielt als Legierungselemente zulegiert werden.

Sauerstoff (0) ist eine unerwünschte, aber aus technischen Gründen in der Regel nicht vermeidbare Verunreinigung. Der Maximalgehalt für 0 wird mit bis zu 0,005 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,002 Gew.-% angegeben. Wasserstoff (H) kann als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich sein und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Stahlflachprodukt führen. Die mögliche Verunreinigung H wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere von maximal 0,0004 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.

Arsen (As) ist eine Verunreinigung, die im warmgewalzten Stahlflachprodukt vorhanden sein kann, wobei der Gehalt auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt wird, um negative Einflüsse zu vermeiden.

Die als optional angegebenen Legierungselemente können insbesondere alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern.

Da gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführung keine vollständige bzw. keine gleichmäßige Durchhärtung des Stahlflachprodukts angestrebt wird, können kostenintensive Legierungselemente wie beispielsweise Ni, Cr, Mo und/oder andere Legierungselemente, deren Obergrenzen insbesondere aus wirtschaftlichen Gründen festgelegt wurden nur optional und in geringen Gehalten verwendet werden. Die geringen oder vollständig entfallenden Gehalte dieser Legierungselemente im Vergleich zu konventionellen Durchhärtungswerkstoffkonzepten ermöglichen daher eine Einsparung von Legierungsmittelkosten.

Das warmgewalzte Stahlflachprodukt ist als Blech mit einer Dicke zwischen 3 und 150 mm, insbesondere zwischen 8 und 150 mm, vorzugsweise zwischen 15 und 150 mm, oder als Warmband mit einer Dicke zwischen 1,5 und 25 mm, insbesondere zwischen 6 und 25 mm, vorzugsweise zwischen 8 und 20 mm ausgeführt. Zur Herstellung von Bauteilen können aus dem Blech oder Warmband Zuschnitte oder Platinen herausgearbeitet bzw. aus- oder abgeschnitten werden, welche eben oder geformt, je nach Bauteildesign auch mit engen Biegeradien, durch Kaltumformung als Bauteil verwendet werden können, insbesondere in Verschleiß- oder Sicherheitsanwendungen.

Falls das warmgewalzte Stahlflachprodukt gemäß einer Ausführung an seiner ersten Oberfläche respektive im Härtebereich der ersten Oberfläche eine vollständig oder überwiegend martensitische Gefügestruktur aufweist, stellt sich beim erfindungsgemäßen Herstellungsprozess aufgrund der Volumenvergrößerung bei der Martensitbildung zunächst eine Krümmung des Stahlflachproduktes ein, falls das Stahlflachprodukt während der Kühlung nicht geometrisch fixiert ist. Im Falle des Entstehens der vorgenannten Krümmung wird diese insbesondere durch Verformung bei einer tieferen Temperatur, bevorzugt durch Hin- und Herbiegen in einer Richtmaschine, kompensiert, wobei sich zudem durch Kaltverfestigung insbesondere das duktilere Material der zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich der zweiten Oberfläche in seiner Festigkeit steigern lässt. Insbesondere kann das Entstehen der vorgenannten Krümmung durch geometrische Fixierung verringert oder vorzugsweise vollständig verhindert werden, wobei sich durch die geometrische Fixierung die durch die Volumenvergrößerung entstehende Krümmung durch Verformung direkt in einer entsprechenden Vorrichtung, beispielsweise in einer Quette über geeignete Fixiermittel, verringert respektive ausgleicht. Hierdurch können gegebenenfalls entstehende Spannungen an der zweiten Oberfläche des Stahlflachprodukts direkt ganz oder teilweise verringert werden, da sich an der zweiten Oberfläche (zweite Seite) eine im Vergleich zur ersten Oberfläche (erste Seite) eine erhöhte Temperatur einstellt, während an der ersten Oberfläche abkühlungsbedingt vorzugsweise Martensit gebildet wird.

Bauteile für Landwirtschafts- oder Baumaschinen unterliegen aufgrund ihres bestimmungsgemäßen Einsatzzwecks einem sehr hohen abrasiven Verschleiß. Gleichzeitig nehmen auch bei diesen Bauteilen der Designaspekt einen immer größeren Stellenwert ein. Herkömmliche konventionell, gehärtete Stähle sind hierbei, insbesondere bei der Umsetzung von engen Beigeradien, nicht geeignet, da sie zwar die geforderte Festigkeit besitzen, ihnen aber die notwendige Umformbarkeit fehlt. Durch die unterschiedlichen Eigenschaften, insbesondere die unterschiedliche Gefügestruktur zumindest abschnittsweise über die Dicke und/oder Breite und/oder Länge, vorzugsweise nur über die Dicke des erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlflachproduktes werden sowohl hohe Festigkeiten als auch gegenüber der herkömmlichen Ausführung, verbesserte Umformbarkeit erreicht. Zudem weist das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt neben seiner hohen Härte an seiner ersten Oberfläche respektive im Härtebereich auch eine hohe Zähigkeit an seiner zweiten Oberfläche respektive im Duktilbereich auf. Hierdurch ist es im Gegensatz zu Stählen mit gleichmäßig hoher Härte an erster und zweiter Oberfläche deutlich besser auch für den Einsatz bei einer Kombination aus abrasiver und stoßartiger Belastung geeignet.

Eine bevorzugte Verwendung des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts ist in ebener oder geformter Ausführung als Bauteil in Sicherheitsanwendungen, beispielsweise als beschussfester Sicherheitsstahl, anwendbar. Hier kann beispielsweise die einseitig hohe Härte in Richtung eines Belastungsfalls ausgerichtet werden, wobei ein auftreffendes Projektil auf der Seite der hohen Härte bricht und der zähe Anteil auf der gegenüberliegenden Seite des Sicherheitsstahls die kinetische Energie des Projektils aufnehmen kann.

Eine weitere mögliche Verwendung des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlproduktes sind Messer, insbesondere selbstschärfende Messer, wie zum Beispiel Deltamesser bzw. Schneidleisten für den Agrar- oder Baumaschinensektor.

Das Verfahren zur Herstellung wie auch das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt kann sowohl zur Standzeiterhöhung des Endproduktes (Bauteil) als auch zu einer Kostenreduktion durch Entfall der zusätzlich notwendigen Prozessschritte der Härtung, beispielsweise der thermochemischen Härtung, beitragen.

Kurze Beschreibung der Zeichnung (Brief Description of Drawing)

Im Folgenden wird die Erfindung anhand einer ein Ausführungsbeispiel darstellenden Zeichnung näher erläutert. In der einzigen Figur 1) sind ein gemessener Härteverlauf und ein berechneter Zugfestigkeitsverlauf innerhalb eines warmgewalzten Stahlflachprodukts gemäß eines Ausführungsbeispiels dargestellt.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen (Best Mode fbr Carrying out the Invention)

In einem ersten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,214%, Mn= l,3%, Al=0,03%, P=0,014%, S=0,002%, N=0,0025%, Si=0,243%, Cr=0, 179%, Mo=0,038%, Ni=0, 104%, Ti=0,023%, Ca=0,001%, B=0,003%, Cu=0,074%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, beispielsweise in einer Stranggießanlage, zu einem Vorprodukt vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Eine der Brammen wurde bereitgestellt und beispielsweise in einem Hubbalkenofen auf eine Temperatur von 1250°C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, so dass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand. Die Bramme wurde nach erfolgter Wiedererwärmung einer Walzstraße zugeführt, in der sie zunächst in einem Gerüst reversierend vorgewalzt und anschließend sieben Walzgerüste dickenreduzierend auf die Bramme einwirkten und hieraus ein Stahlflachprodukt mit einer Enddicke von 19 mm warmgewalzt wurde, wobei die Walzendtemperatur 920°C betrug. Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wurde das warmgewalzte Stahlflachprodukt insbesondere in Form eines Warmbands asymmetrisch abgekühlt, wobei ein Kühlmittel in Form von Wasser, insbesondere mit hohem Druck, auf der Unterseite bzw. auf der ersten Oberfläche respektive der ersten Seite (Härtebereich) des Stahlflachprodukts einwirkte und damit nur einseitig aktiv mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 K/s abgekühlt wurde, insbesondere bis zu einer Temperatur von 400°C heruntergekühlt und anschließend, insbesondere zu einem Coil, gehaspelt wurde. Das Coil wurde anschließend auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Nach der Abkühlung wurde eine Platine als Probe von dem Coil abgeschnitten und es wurden Härteuntersuchungen zur Ermittlung der Vickershärte (HV10) an unterschiedlichen Stellen über die Dicke der Probe durchgeführt. Die Ergebnisse sowie eine rechnerisch aus den Ergebnissen berechnete Zugfestigkeit sind in der Grafik in Figur 1 dargestellt. Anhand des Härteverlaufs ist ersichtlich, dass die aktive, asymmetrische Kühlung von der linken Seite, welche der ersten Oberfläche bzw. ersten Seite des warmgewalzten und asymmetrisch abgekühlten Stahlflachprodukts, erfolgt ist. Ersichtlich ist auch, dass ein Härteunterschied zwischen der ersten Oberfläche (Härtebereich) und der zweiten Oberfläche (Duktilbereich) des Stahlflachprodukts von mindestens 50 HV vorliegt.

In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,5%, Mn= l,04%, Al=0,02%, P=0,009%, S=0,003%, N=0,005%, Si=0,27%, Cr=0,96%, Mo=0,02%, Ni=0, l%, V=0,097%, Ca=0,001%, B=0,0015%, Cu=0,024%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, beispielsweise in einer Stranggießanlage, zu einem Vorprodukt vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Eine der Brammen wurde bereitgestellt und beispielsweise in einem Stoßofen auf eine Temperatur von 1150 °C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, so dass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand. Die Bramme wurde nach erfolgter Wiedererwärmung einem Quarto-Walzgerüst zugeführt und darin reversierend zu einem Blech mit einer Dicke von 25 mm warmgewalzt, wobei die Endwalztemperatur 820 °C betrug. Anschließend wurde das Blech an Luft gelagert und dabei bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Im Anschluss daran wurde das Blech in einem Rollenherdofen auf eine Temperatur von 905 °C wiedererwärmt und direkt einer Quette zugeführt. In der Quette wurde es an mehreren Stellen mit Stempeln geometrisch fixiert, um einen zu großen Verzug durch die einseitige Abkühlung zu verhindern, und anschließend von unten mit Wasser beaufschlagt, bis es an seiner Unterseite bzw. an der ersten Oberfläche (Härtebereich) des Stahlflachprodukts eine Temperatur von 100 °C erreicht hatte. Anschließend wurde das Blech an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Da sich bei der einseitigen Abkühlung trotz der geometrischen Fixierung eine geringfügige Krümmung eingestellt hatte, wurde das Blech zur Einstellung der gewünschten Ebenheit anschließend einer Richtmaschine zugeführt. Nach der Abkühlung und dem Richten wurde eine Platine als Probe von dem Blech abgeschnitten und es wurden Härteuntersuchungen zur Ermittlung der Vickershärte (HV10) an unterschiedlichen Stellen über die Dicke der Probe durchgeführt. Anhand des Härteverlaufs wurde ersichtlich, dass ein Härteunterschied zwischen der ersten Oberfläche (Härtebereich) und zweiten Oberfläche (Duktilbereich) des Stahlflachprodukts von mindestens 100 HV vorlag.

In einem dritten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: 0=0,23%, Mn= l,23%, Al=0,03%, P=0,015%, S=0,001%, N=0,005%, Si=0,22%, Cr=0, 16%, Ti=0,032%, Ca=0,001%, B=0,002%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, beispielsweise in einer Gießwalzanlage, zu einem Vorprodukt in Form eines Gießstrangs vergossen. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Aus der Gießhitze kommend, reichte die Temperatur des Gießstrangs nicht aus und der Gießstrang durchlief einen in Linie installierten Wiedererwärmungsofen und wurde auf eine Temperatur von 1200°C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, so dass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand. Nach erfolgter Wiedererwärmung durchlief das Vorprodukt eine in Linie angeschlossene Walzlinie, in der sieben Walzgerüste dickenreduzierend auf das Vorprodukt einwirkten und dieses zu einem Stahlflachprodukt mit einer Enddicke von 20 mm warmgewalzt wurde, wobei die Walzendtemperatur 900°C betrug. Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wurde das warmgewalzte Stahlflachprodukt beispielsweise in Form eines Warmbands asymmetrisch abgekühlt, wobei ein Kühlmittel in Form von Wasser, insbesondere mit hohem Druck, auf der Unterseite bzw. auf der ersten Oberfläche respektive der ersten Seite des Stahlflachprodukts einwirkte und damit nur einseitig aktiv mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 K/s abgekühlt wurde, insbesondere bis zu einer Temperatur von 300°C heruntergekühlt und anschließend, insbesondere zu einem Coil, gehaspelt wurde. Das Coil wurde anschließend auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Nach der Abkühlung wurde eine Platine als Probe von dem Coil abgeschnitten und es wurden Härteuntersuchungen zur Ermittlung der Vickershärte (HV10) an unterschiedlichen Stellen über die Dicke der Probe durchgeführt. Hierbei wurde in ähnlicher Weise wie bei den vorherigen Ausführungsbeispielen eine Härtedifferenz bestimmt, die mehr als 80 HV betrug.

Weitere Schmelzen, mit Legierungselementen, wie sie in der Tabelle 1 angegeben sind, neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen wurden zu Vorprodukten vergossen. Zur Herstellung von warmgewalzten und asymmetrisch abgekühlten Stahlflachprodukten wurde die Vorgehensweise analog zum zweiten Ausführungsbeispiel gewählt, jedoch mit einer Walzendtemperatur von 900°C. Die Dicke der Stahlflachprodukte betrug jeweils 25 mm. Nach Abkühlung wurden jeweils Platinen als Proben abgeschnitten und eine Härteuntersuchung zur Ermittlung der Vickershärte (HV10) jeweils 1 mm unterhalb der ersten und zweiten Oberfläche auf beiden Seiten des jeweiligen Stahlflachprodukts bzw. der jeweiligen Proben durchgeführt. Zusätzlich wurden die Gefügebestandteile lichtmikroskopisch jeweils 1 mm unterhalb der beiden Oberflächen auf beiden Seiten ermittelt. Die Ergebnisse zu den jeweiligen Proben sind in der Tabelle 2 dargestellt. Aus der Tabelle 2 ist zu entnehmen, dass der Härteunterschied zwischen den beiden Oberflächen respektive dem Härte- und Duktilbereich an der ersten und an der zweiten Oberfläche mindestens 50 HV, insbesondere zwischen 70 und 350 HV, vorzugsweise zwischen 80 und 250 HV, beträgt.

Für Beispiel C wurde nur ein Teil des Bleches einseitig stark abgekühlt, wobei der Rest der ersten Oberfläche bzw. ersten Seite des Bleches von spritzendem Wasser abgeschirmt wurde. Angegeben sind hier in derTabelle 2 die Härtewerte des Härtebereichs und der zweiten Oberfläche. Für Beispiel D wurde ein Teil des Bleches an der zweiten Oberfläche bzw. Seite während der Abkühlung vom Kühlwasser abgeschirmt, wodurch sich dieser Teil des Bleches langsamer abkühlte und so zum Duktilbereich wurde. Der Rest des Bleches wurde von beiden Seiten stark abgekühlt. Angegeben sind hier in derTabelle 2 die Härtewerte der ersten Oberfläche und des Duktilbereichs.

Tabelle 1

Tabelle 2