DE102019122515A1 - Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen Stahl sowie ein Stahlband oder Stahlblech hieraus - Google Patents

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit von 1000 MPa mit einem Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung von mindestens 2000 MPa % und einem Verhältnis von Gleichmaßdehnung zur Bruchdehnung A5 von mindestens 25 % aus einem niedrig legierten Stahl mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischer Ferrit von mindestens 50 Volumen-% und einem Restaustenitgehalt von mindestens 5 Volumen-% mit folgenden Schritten: Erzeugen einer Stahlschmelze mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts-%): 0,10 - 0,80 C; 0,25 - 4,00 Si; 0,05 - 3,00 AI; 0,25 - 4,00 Mn; 0,05 - 3,00 Cr; 0,001 - 0,025 N; max. 0,15 P; max. 0,05 S; mindestens einem der Elemente Ti, V, Nb in Gehalten von jeweils mindestens 0,005 bis 0,5 Gewichts- % und in Summe von max. 0,75 Gewichts-%, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen; Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt; Warmwalzen des Vorproduktes zu einem Blech oder Band mit einer Endwalztemperatur T-End zwischen 1150°C und 600°C; in einer der Varianten Abkühlen des Bandes oder Bleches aus der Walzhitze auf eine Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1°C/min bis 50°C/min, Abkühlen aus diesem Temperaturbereich auf Raumtemperatur.

Description

• Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen und gleichzeitig zähen Stahl mit hervorragender Verschleißfestigkeit. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Stahlband oder Stahlblech aus diesem Stahl sowie eine vorteilhafte Verwendung hierfür.
• Insbesondere betrifft die Erfindung Bänder oder Bleche mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischem Ferrit von mindestens 50 Volumen-% und einem Restaustenitgehalt von mindestens 5 Volumen-%, mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit Rm von 1000 MPa mit einem Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A5 von mindestens 2000 MPa % und einem Verhältnis von Gleichmaßdehnung zur Bruchdehnung von mindestens 25 %.
• Aus diesen Blechen oder Bändern werden zum Beispiel Bauteile für die Automobilindustrie, wie Karosseriebleche, Komponenten von Tragstrukturen oder Airbagrohre und Zylinderrohre hergestellt. Im Bereich der Baugeräteindustrie können z.B. bei hohen Verschleißanforderungen Verschleißbleche aus dieser Legierung für Baggerschaufeln oder Auskleidungen für Strahlkammern eingesetzt werden. Auch werden derartige Stähle für Anwendungen eingesetzt, wo plötzlich auftretende Schlagenergien absorbiert werden müssen, z.B. als beschusssichere Panzerung oder als Aufprallträger oder Crash-Box.
• Auch können aus diesen Blechen oder Bändern geschweißte Rohre aus Warm- oder Kaltband hergestellt sein, die fallweise auch von der Kreisform abweichende Querschnitte aufweisen können.
• Konstruktionsrohre oder -bleche aus dieser Stahllegierung können auch für besonders hoch beanspruchte geschweißte Stahlbaukonstruktionen, beispielsweise im Kran-, Brücken-, Schiffs-, Hebezeug- und Lastfahrzeugbau, eingesetzt werden.
• Die Forderungen nach immer höheren Festigkeiten und verbesserten Verarbeitungs- und Bauteileigenschaften bei gleichzeitiger Reduzierung von Gewicht und/oder Kosten, haben u.a. zu der Entwicklung von ultrafeinkörnigen Duplex Stählen geführt, die auch unter dem Begriff „Super Bainit“ als karbidfreie bainitische Stähle bekannt sind. Die Entstehung eines solchen Gefüges, bestehend aus bainitischem Ferrit mit Restaustenitlamellen, ist im Unterschied zum oberen und unteren Bainitgefüge, schematisch in 1 skizziert.
• Kennzeichnend für diese Stähle ist z.B. eine Zugfestigkeit Rm von 1000 bis etwa 2000 und sogar bis 2500 MPa, abhängig von der Festigkeit, eine Bruchdehnung A5 von mindestens 5 % und ein äußerst fein (nano-) strukturiertes bainitisches Gefüge mit Anteilen an Restaustenit.
• Der Ansatz zur Erstellung dieser feinsten Mikrostruktur liegt in der Phasenumwandlung bei tiefen Temperaturen im Bainitbereich unter Vermeidung der Ausscheidung von Zementit sowie einer Martensitbildung. Eine Unterdrückung von im Bainit ausgeschiedenen Karbiden, wie z.B. Zementit, ist deshalb notwendig, weil zum einen diese als mögliche Rissauslöser stark versprödend wirken und dadurch die geforderten Zähigkeiten nicht mehr erreicht werden können und zum anderen die zum Erreichen der erfindungsgemäßen Eigenschaften notwendigen Anteile an stabilisiertem Austenit nicht eingestellt werden können.
• Ein entsprechender bainitischer Stahl ist beispielsweise in der Offenlegungsschrift WO 2014/040 585 A1 offenbart.
• Die wirtschaftliche Verwendung dieser Stähle wird allerdings dadurch behindert, dass bei diesen tiefen Umwandlungstemperaturen die Umwandlungskinetik stark verlangsamt ist, was abhängig von der Legierungszusammensetzung insbesondere mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt zu längeren isothermen Haltezeiten von vielen Stunden bis zu einem oder mehreren Tagen führt. Derartig lange Prozesszeiten sind jedoch für eine wirtschaftliche Fertigung von Bauteilen untragbar, so dass Lösungen legierungstechnischer Art gesucht wurden, um die Umwandlung zu beschleunigen.
• Ein Verfahren zur Herstellung eines Bleches aus einem bainitischen Stahl mit mindestens 50 Volumen-% Bainit ist aus der Offenlegungsschrift WO 2009/075 494 A1 bekannt. Zur Einstellung des geforderten bainitischen Gefüges ist eine isotherme Umwandlungszeit von einer Minute bis zu 48 Stunden erforderlich. Der Stahl umfasst 0,2 bis 1,0 Gewichts- % Kohlenstoff (C), 0 bis 3,0 Gew .-% Silizium (Si), 0 bis 3,0 Gew .-% Mangan (Mn), 0 bis 3,0 Gew .-%. Chrom (Cr), 0 bis 3,0 Gew .-% Nickel (Ni), 0 bis 0,5 Gew .-% Molybdän (Mo), 0 bis 3,0 Gew .-% Aluminium (AI), 0 bis 0,01 Gew .-% Bor (B), 0 bis 0,5 Gew .-% Titan (Ti) und der Rest im wesentlichen Eisen (Fe) und unvermeidliche Verunreinigungen. Nachteilig ist hierbei, dass zur Erreichung eines bainitischen Gefüges das Blech in einem Salzbad auf einer isothermen Umwandlungstemperatur gehalten werden muss, was einen erheblichen zusätzlichen Energieaufwand erfordert.
• Ein ähnliches Verfahren ist aus der Patentschrift DE 10 2012 017 143 B3 bekannt, bei dem das Bainitisieren durch Halten des Bauteil-Rohlings auf der Umwandlungstemperatur (TB), die zwischen 200°C und 320°C erfolgt und die Umwandlungszeit weniger als zwei Stunden beträgt.
• Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen und gleichzeitig zähen Stahl mit hervorragender Verschleißfestigkeit anzugeben, welches einfacher und kostengünstiger durchzuführen ist. Des Weiteren soll ein entsprechendes Stahlband oder Stahlblech aus diesem Stahl sowie eine vorteilhafte Verwendung angegeben werden.
• Diese Aufgabe wird für das Verfahren ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen. Ein erfindungsgemäßes Stahlband oder Stahlblech wird im Anspruch 18 und eine Verwendung eines solchen in Anspruch 20 angegeben.
• Nach der Lehre der Erfindung bietet ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit Rm von 1000 MPa mit einem Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A5 von mindestens 2000 MPa % und einem Verhältnis von Gleichmaßdehnung Ag zur Bruchdehnung A5 von mindestens 25 % aus einem niedrig legierten Stahl mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischem Ferrit von mindestens 50 Volumen-% und einem Restaustenitgehalt von mindestens 5 Volumen-% mit folgenden Schritten:
• - Erzeugen einer Stahlschmelze mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts %):
  • 0,10 - 0,80 C
  • 0,25 - 4,00 Si
  • 0,05 - 3,00 Al
  • 0,25 - 4,00 Mn
  • 0,05 - 3,00 Cr
  • 0,001 - 0,025 N
  • max. 0,15 P
  • max. 0,05 S
mindestens einem der Elemente Ti, V, Nb in Gehalten von jeweils mindestens 0,005 bis 0,5 Gewichts-% und in Summe von max. 0,75 Gewichts-%, optional eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W oder Zr und/oder seltener Erden Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y von insgesamt bis zu 1 Gewichts %, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
• - Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme, einem Block oder einem Dünnband als Vorprodukt
• - Warmwalzen des Vorproduktes zu einem Blech oder Band mit einer Endwalztemperatur (T-End) zwischen 1150°C und 600°C
• - Abkühlen des Bandes oder Bleches aus der Walzhitze auf eine Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1°C/min bis 50°C/min oder
• - Wiedererwärmen des Bandes oder Bleches auf Austenitisierungstemperatur und anschließender Abkühlung auf eine Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1 °C/min bis 50°C/min
• - optionales Halten des Bandes oder Bleches auf einer Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) für bis zu 24h
• - Abkühlen aus diesem Temperaturbereich auf Raumtemperatur,
eine zeitsparende, kostengünstige und damit sehr wirtschaftliche Herstellung von verschleißfesten bzw. mit erhöhtem Widerstand gegen hochdynamische Beanspruchung bainitischen Blechen oder Bändern.
• Zur Stabilisierung des Restaustenits sollte die Zementitbildung unterdrückt werden. Dies wird vorteilhaft durch eine gezielte Legierung mit Si und Al erreicht, da beide Elemente eine sehr geringe Löslichkeit in Zementit haben. Optional ist daher vorgesehen, dass die folgende Bedingung eingehalten wird: Si + Al > 4 × C
• Primär-AIN-Ausscheidungen sollten vermieden werden, weil sich diese negativ auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften (z.B. die Kerbschlagzähigkeit) auswirken können. Zur Vermeidung dieser Ausscheidungen ist daher optional folgende Bedingung einzuhalten: Al × N < 5 × 10^-3. In 2 ist dieser Zusammenhang noch einmal grafisch dargestellt.
• Der große Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht darin, dass die geforderte bainitische Gefügestruktur und die resultierenden mechanischen Eigenschaften des so erzeugten Bleches oder Bandes keine zusätzliche Wärmebehandlung durch langes isothermes Halten auf Umwandlungstemperatur zum Beispiel in einem Salzbad mehr erfordert.
• Je nach gewünschter Eigenschaftskombination oder gewünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften kann vorteilhaft beschleunigt oder an ruhender Luft abgekühlt werden. Dies spart Energie und Produktionszeit und erhöht die Wirtschaftlichkeit der Herstellung.
• Im Zuge der Untersuchungen wurde überraschend festgestellt, dass mittels einer Kombination der Legierungszusammensetzung des Stahls mit den erfindungsgemäßen Herstellparametern die gewünschten Produkteigenschaften erreicht und gleichzeitig die Herstellkosten gesenkt werden konnten.
• Die Endwalztemperaturen sollten nach einer vorteilhaften Weiterbildung der Erfindung zwischen 600°C und 1100°C, vorteilhaft zwischen 600°C und 1000°C, vorteilhafter zwischen 700°C und 1000°C und besonders vorteilhaft zwischen 850°C und 950°C liegen. Mit den letztgenannten Endwalztemperaturen beim thermomechanischen Walzen erreicht man einerseits, dass die Walzkräfte beim Warmwalzen nicht allzu hoch werden, andererseits wird in diesem Temperaturbereich noch ein feinkörniges Gefüge mit guter Zähigkeit erreicht.
• In einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird die Endwalztemperatur, hier als T-End bezeichnet, gezielt legierungsspezifisch eingestellt, um für die konkrete Legierungszusammensetzung eine optimale Endwalztemperatur im Hinblick auf Walzkräfte und ein möglichst feinkörniges Gefüge einzustellen. Diese wird erfindungsgemäß anhand der folgenden empirisch ermittelten Formel (1) für die T-EndTemperatur eingestellt. Die T-End -Temperatur entspricht dabei der Endwalztemperatur, die mit einer Toleranz von ±100°C, vorteilhaft ±50°C, eingehalten werden sollte, um möglichst homogene Eigenschaften des Bleches oder Bandes zu erhalten. $$\begin{array}{l}\text{T- End}\left[\text{°C}\right]=1100°\text{C}-450°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{C}\left(\text{Gewichts- \%}\right)-350°\text{C/Gewichts- \%}\times \\ \text{Si}\left(\text{Gewichts- \%}\right)+350°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{Al}\left(\text{Gewichts- \%}\right)+6500°\text{C/Gewichts- \%}\times \\ \text{Nb}\left(\text{Gewichts- \%}\right)+900°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{Ti}\left(\text{Gewichts- \%}\right)+750°\text{C/Gewichts- \%}\times \\ \text{V}\left(\text{Gewichts- \%}\right)\end{array}$$

  
• Als vorteilhafte Bereiche für die Endwalztemperaturen haben sich 600°C bis 1100°C oder 600°C bis 1000°C vorteilhafter zwischen 700°C und 1000°C und besonders vorteilhaft zwischen 850°C und 950°C herausgestellt. Damit wird sichergestellt, dass eine ausreichende Streckung des Austenits (sogenanntes „Pan-caking“) stattfindet. Dieses Pancake-Gefüge weist eine langgestreckte Kornform auf, welches eine wesentliche Voraussetzung für die geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften darstellt.
• Erreicht wird diese Pancake-Struktur durch gezielte Ausscheidungen von zum Beispiel Nb(C,N) an den Schnittpunkten von Versetzungen und Korngrenzen, wobei das Kornwachstum senkrecht zur Walzrichtung stark behindert wird.
• Die Abkühlung aus der Walzhitze erfolgt erfindungsgemäß auf eine Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1 °C/min bis 50°C/min. Alternativ kann das bereits abgekühlte Band oder Blech auch vorher wieder austenitisiert und anschließend entsprechend abgekühlt werden.
• Erfindungsgemäß wurde bei den Untersuchungen überraschend erkannt, dass mit diesem Legierungskonzept und so warmgewalzten Blechen oder Bändern bereits die durch die Umwandlung von Austenit in Bainit latent entstehende Wärme beim Phasenübergang ausreicht, einen Bainitanteil von mindestens 50 Volumen-%, vorteilhaft mindestens 75 Volumen-% im Gefüge zu erzeugen, ohne dass eine zusätzliche isotherme Wärmenachbehandlung notwendig wird. Zeit- und Kostenaufwändige Wärmenachbehandlungen sind zum Erreichen der erfindungsgemäßen Eigenschaften daher nicht zwingend erforderlich, können aber natürlich zum Erreichen spezieller Anforderungen durchgeführt werden.
• In 3 ist die Entstehung der latenten Wärme beim Phasenübergang anhand der Versuchsschmelzen A und D gemäß Tabelle 1 dargestellt.
• Erfindungsgemäß wird also gezielt die Umwandlungswärme beim Phasenübergang ausgenutzt, um die gewünschte Mikrostruktur einzustellen. Der Beginn der martensitischen Umwandlung führt zum Freisetzen von latenter Wärme; dies verlangsamt die Abkühlung und favorisiert die Umwandlung von Austenit in bainitischen Ferrit bzw. das gewünschte Gefüge. Erfindungsgemäß wird diese kontrollierte Abkühlung gezielt eingestellt durch Anpassung der Zusammensetzung, um die gewünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften zu erreichen
• Optional kann allerdings nach dem Warmwalzen ein isothermes Halten des Bandes oder Bleches auf einer Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) vorteilhaft sein, wenn zum Beispiel eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von über 6,5% des Produktes gefordert wird.
• In einer vorteilhaften Weiterbildung der Erfindung kann die Martensitstarttemperatur (Ms) nach Formel (2) und die Martensitfinishtemperatur (Mf) nach Formel (3) wie folgt kalkuliert werden: $$\begin{array}{l}\text{Ms}\left[\text{°C}\right]=525°\text{C}-350°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{C}\left(\text{Gewichts- \%}\right)-45°\text{C/Gewichts- \%}\times \\ \text{Mn}\left(\text{Gewichts- \%}\right)-5°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{Si}\left(\text{Gewichts- \%}\right)-30°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{Cr(Gewichts-}\\ \text{\%)}-\text{16}°\text{C/Gewichts- \%}\times \text{Mo}\left(\text{Gewichts- \%}\right)\end{array}$$

  

  $$\text{Mf}\left[\text{°C}\right]=\text{Ms}-100°\text{C}$$

  
• Das entstehende Gefüge besteht aus karbidfreiem Bainit und Restaustenit mit einem Anteil von mindestens 75 Volumen-% bainitischem Ferrit, mindestens 10 Volumen-% Restaustenit und bis zu maximal 10 Volumen-%, vorteilhaft maximal 5 Volumen-% Martensit (bzw. Martensit-Phase und/oder zerfallener Austenit).
• In einer vorteilhaften Weiterbildung der Erfindung wird der maximale Kohlenstoffgehalt C der Stahlschmelze in Gewichts-% auf 0,70, bevorzugt 0,50 und besonders bevorzugt 0,40 festgelegt.
• Als vorteilhaft haben sich für den Kohlenstoff Mindestgehalte von 0,15, bevorzugt 0,20, besonders bevorzugt 0,25 Gewichts-% herausgestellt.
• Die weiteren Legierungsbestandteile weisen vorteilhaft folgende Gehalte in Gewichts-% auf:
• 0,25 - 3,00 Si, vorzugsweise 0,50 bis 2,50 und/oder
• 0,05 - 2,00 AI, vorzugsweise 0,05 bis 1,00 und/oder
• 0,25 - 3,00 Mn, vorzugsweise 0,5 bis 3,00 und/oder
• 0,05 - 2,50 Cr, vorzugsweise 0,10 bis 2,00 und/oder
• 0,001 - 0,015 N, vorzugsweise 0,002 bis 0,0125
• Die im Zuge der vorliegenden Erfindung durchgeführten Versuche haben überraschend gezeigt, dass im Vergleich zur bekannten Stahllegierung zur Erreichung der geforderten Werkstoffeigenschaften auch schon bei einer Luftabkühlung durch eine gezielte Zugabe von Aluminium im Bereich 0,05 bis 3,00 Gewichts % und beispielsweise Niob im Bereich 0,001 bis 0,5 Gewichts % neben einer hervorragenden Werkstoff- und Verschleißfestigkeit sehr gute Zähigkeitseigenschaften erreicht werden können. Insbesondere die Zugabe von Niob bewirkt hierbei eine deutliche Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften durch Kornfeinung, so dass diese Legierung optimal sowohl hohen Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften, wie auch an die Verschleißfestigkeit gerecht wird.
• Durch eine vorteilhafte Zugabe von Chrom im Bereich von 0,05 bis 3,00 Gewichts % kann zudem die Kinetik der Ferritbildung entscheidend kontrolliert werden, so dass die Entstehung grober polygonaler Ferritkörner, die die Materialeigenschaften negativ beeinflussen können, wirksam vermieden wird. Entscheidend ist hierbei das Zusammenspiel von Aluminium und Chrom. Während Aluminium die ferritische und bainitische Umwandlung beschleunigt, wird durch eine Zugabe von Chrom die ferritische Umwandlung verzögert (s.a. 4). Über eine gezielte Kombination dieser beiden Elemente können sowohl die Kinetik der Ferrit- als auch die der Bainitbildung kontrolliert werden.
• Neben den bekannten vorteilhaften Auswirkungen einer Zugabe von Aluminium auf die Vermeidung von Karbidausscheidungen im Bainit haben Versuche auch gezeigt, dass die Zugabe von Aluminium im Vergleich zu Silizium deutlich die Kinetik der bainitischen Umwandlung beschleunigt. Diese nimmt mit zunehmenden Gehalten an Aluminium ebenfalls zu, was bedeutet, dass die Zähigkeit und Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls nach kontinuierlicher Abkühlung im Vergleich zu nur mit Silizium legierten Stählen deutlich verbessert wird, also höhere Zähigkeits- und Festigkeitswerte erreicht werden können. Vorteilhaft sind Abkühlraten größer als 10°C/s einzuhalten, um die geforderte Kombination der mechanischen Eigenschaften auch bei dickeren Blechen (zum Beispiel ab 10 mm) zu erreichen; die geforderten mechanischen Eigenschaften lassen sich auch vorteilhaft mittels Abkühlung an ruhender Luft bei dünneren Blechen oder durch Anpassung des Legierungskonzeptes erreichen. Den Einfluss der verschiedenen Legierungselemente auf die Kinetik der Umwandlung zeigt 4. Hierbei sind die Wirkungsweisen von C, Si, AI, Mn, Cr und Mo auf die Umwandlungskinetik von Ferrit, Perlit und Bainit sowie auf die Martensitstarttemperatur schematisch dargestellt.
• Wie die Untersuchungen weiterhin gezeigt haben, kann falls erforderlich, Mangan (Mn) auch vorteilhaft durch Molybdän (Mo) gemäß Formel (4) ersetzt bzw. ausgetauscht werden: $$\begin{array}{l}\text{Mo}-{\text{Gehalt}}_{\text{erforderlich}}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right):5\times \text{Mn}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right)+\text{Mo}-{\text{Gehalt}}_{\text{vorhanden}}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right)>\\ \mathrm{7,5}\end{array}$$

  
• Erfindungsgemäß ist es aber neben der Einhaltung der Walzbedingungen zur Erreichung dieser vorteilhaften Eigenschaften zwingend erforderlich, dass der Stickstoffgehalt die angegebene Obergrenze von 0,025 Gewichts-%, besser 0,015 Gewichts-%, bzw. optimal 0,0125 Gewichts-% nicht überschreitet, um die Anzahl und Größe von schädlichen Aluminiumnitriden als Primärausscheidungen im Stahl zu minimieren, wobei zusätzlich die Bedingung Al × N < 5 × 10^-3 (Gewichts-%) erfüllt werden muss. Andererseits ist ein Mindestgehalt an Stickstoff von 0,001 Gewichts-%, optimal 0,002, erforderlich, um eine für eine Zähigkeitserhöhung durch Kornfeinung notwendige Niob-, Vanadium oder Titan-Karbonitridbildung zu ermöglichen.
• Ein erfindungsgemäßes Stahlband oder Stahlblech mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit Rm von 1000 MPa und einem Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung A5 von mindestens 2000 MPa % und einem Verhältnis von Gleichmaßdehnung Ag zur Bruchdehnung A5 von mindestens 25 %, aus einem niedrig legierten Stahl mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischem Ferrit von mindestens 50 Volumen-% und einem Restaustenitgehalt von mindestens 5 Volumen-% aus einer Stahlschmelze mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts- %):
• 0,10 - 0,80 C
• 0,25 - 4,00 Si
• 0,05 - 3,00 Al
• 0,25 - 4,00 Mn
• 0,05 - 3,00 Cr
• 0,001 - 0,025 N
• max. 0,15 P
• max. 0,05 S
• mindestens einem der Elemente Ti, V, Nb in Gehalten von jeweils von 0,001 bis 0,5 Gewichts-% und in Summe von max. 0,75 Gewichts-%, optional eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W oder Zr und/oder seltener Erden Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y von insgesamt bis zu 1 Gewichts-%, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen, zeichnet sich durch hervorragende mechanische Eigenschaften, kombiniert mit einer kostengünstigen Herstellung aus.
• Als vorteilhaft hat sich ein Verhältnis von Gleichmaßdehnung Ag zur Bruchdehnung A5 von mindestens 25 % herausgestellt, um die speziellen Anforderungen an einen Sicherheitsstahl erfüllen zu können. Vorteilhaft ist es zudem, wenn ein Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A5 von mindestens 12500 MPa x % eingehalten wird.
• Eine vorteilhafte Verwendung für die erfindungsgemäßen Stahlbänder oder Bleche ist für die Automobilindustrie, Bauindustrie, und Maschinenbau vorgesehen.
• Insbesondere vorteilhaft ist die Verwendung für Verschleißteile, wie zum Beispiel Baggerschaufeln bzw. Auskleidungen für Strahlkammern oder als Teile für Panzerungen.
• Die untersuchten Legierungszusammensetzungen und die ermittelten mechanischen Kennwerte sind in Tabelle 1 wiedergegeben. Alle Proben wurden dabei auf ca. 950°C erwärmt und anschließend an ruhender Luft bzw. beschleunigt abgekühlt. Die erforderliche Abkühlgeschwindigkeit wird je nach geforderten mechanischen Eigenschaften abhängig von der Blechdicke und der Zusammensetzung vorgenommen.
• Wie die Ergebnisse der mechanischen Untersuchungen zeigen, konnten die geforderten Eigenschaften mit den Versuchsschmelzen G, H und I aufgrund des zu geringen AI- und Mikrolegierungselement-Gehaltes (in diesen Beispielen Nb) nicht erreicht werden.
• Typische Temperaturverläufe für eine Abkühlung an ruhender Luft bzw. mit Abschreckung sind in 5 für die Schmelze A nach Tabelle 1 dargestellt.
• In der nachfolgenden Tabelle 1 sind die untersuchten Stahllegierungen aufgeführt.

  
• Als wesentliches Element spielt Aluminium eine Rolle, welches neben der Beschleunigung der Umwandlungskinetik auch in Kombination mit Silizium die Karbidausscheidung unterdrückt, dadurch wird der Restaustenit stabilisiert, da Kohlenstoff nur eine geringe Löslichkeit im Ferrit hat. Ein hoher Anteil an Restaustenit von mindestens 10 Volumen-% bewirkt neben der äußerst fein lamellaren Mikrostruktur die hervorragenden mechanischen Eigenschaften. Rasterelektronenmikroskopisch wurden die verschiedenen Gefügebestandteile bestimmt, wobei ein mittlerer Lamellenabstand von 300 nm bestimmt werden konnte. Eine schematische Darstellung eines ehemaligen Austenitkorns mit Substruktur (wie z.B. Subkörner) mit feinlamellarer Mikrostruktur ist in 6 skizziert. Hierbei wird über Nb(C,N)-Ausscheidungen die ehemalige Austenitkornstruktur stabilisiert.
• Mit entsprechenden Anteilen an Restaustenit kann dann auch vorteilhaft der sogenannte TRIP-Effekt genutzt werden. Stähle, die gewöhnlich mit dem Begriff TRIP („Transformation Induced Plasticity“) bezeichnet werden sind Stähle, die gleichzeitig eine sehr hohe Festigkeit und eine hohe Duktilität besitzen, was sie besonders geeignet für eine Kaltumformung macht. Diese Eigenschaften werden dank ihrer besonderen mikroskopischen Struktur erhalten, wobei die verformungsinduzierte Martensitbildung und die damit verbundene Verfestigung gehemmt und die Duktilität gesteigert wird. Die Wirkung des TRIP-Effektes ist bei einem Restaustenitanteil von etwa 10 bis 20 Volumen- % im Gefüge optimal.
• Nachfolgend wird das erfindungsgemäße Legierungskonzept näher erläutert.
• - Kohlenstoff: aus Gründen einer ausreichenden Festigkeit des Werkstoffs sollte der minimale Gehalt nicht unter 0,10 Gewichts-% liegen. Ein solcher Mindestgehalt an Kohlenstoff ist auch vorteilhaft, weil es dadurch zu einer ausreichend niedrigen Martensit-Start-Temperatur und damit der Einstellung eines sehr feinen Mikrogefüges führt. Im Hinblick auf eine noch gute Schweißbarkeit sollte der Kohlenstoffgehalt nicht über 0,80 Gewichts-% liegen. Als günstig haben sich maximale Kohlenstoffgehalte von 0,70, bevorzugt 0,50 Gewichts-% erwiesen, wobei optimale Eigenschaften erreicht werden, wenn der Kohlenstoffgehalt zwischen 0,10 und 0,40 Gewichts-% liegt. Der minimale Kohlenstoffgehalt sollte mindestens 0,10, besser 0,15, bevorzugt 0,20 und besonders bevorzugt mindestens 0,25 Gewichts-% betragen.
• - Aluminium/Silizium: Das wesentliche Element zur Erreichung der geforderten Werkstoffeigenschaften nach kontinuierlicher Abkühlung ist Aluminium, welches die Umwandlungskinetik immens beschleunigt. Um diesen Effekt zu erzielen, sollte der Aluminiumgehalt mindestens 0,05 Gewichts %, aber maximal 3,00 Gewichts % betragen, da ansonsten grobe polygonale Ferritkörner entstehen können, die die mechanischen Eigenschaften wieder verschlechtern. Ist der Aluminiumgehalt zu niedrig, wird die bainitische Umwandlung zu langsam und unter prozess-relevanten Bedingungen nicht ausreichend fortgeschritten, so dass verstärkt Martensit entsteht, was sich ungünstig auf die Bruchdehnung und die Kerbschlagarbeit auswirkt. Für eine ausreichende Unterdrückung von Karbiden im Bainit kann zusätzlich Silizium in Gehalten von 0,25 bis 4,00 Gewichts % hinzugegeben werden. Gute Werkstoffeigenschaften werden bei Aluminiumgehalten zwischen 0,05 und 2,00 Gewichts % und optimale zwischen 0,05 und 1,00 Gewichts % erreicht. Entsprechende Siliziumgehalte liegen bei 0,25 bis 3,00 Gewichts % bzw. zwischen 0,50 und 2,50 Gewichts %.
• - Durch die gezielte Zugabe von Chrom von mindestens 0,05 bis 3,00 Gewichts % kann die ferritische Umwandlung gezielt verzögert werden und über eine Kombination mit Aluminium sowohl die Kinetik der Ferrit- als auch der Bainitbildung eingestellt werden. Vorteilhafte Chromgehalte liegen bei 0,05 bis 2,50 Gewichts % bzw. zwischen 0,10 und 2,00 Gewichts %.
• - Mangan: Die Manganzugabe im Bereich von 0,25 bis 4,00 Gewichts % ergibt sich abhängig von den jeweiligen Anforderungen an die Stahllegierung aus einem Kompromiss zwischen Festigkeit, die durch höhere Zugaben zu erreichen ist und einer ausreichenden Zähigkeit, die bei niedrigeren Gehalten zu erreichen ist. Im Hinblick auf eine sehr gute bzw. optimale Eigenschaftskombination sollte der Mangangehalt zwischen 0,25 und 3,00 Gewichts % bzw. zwischen 0,50 und 3,00 Gewichts % betragen.
• - Niob/ Stickstoff: Es ist ein Niobgehalt von 0,005 bis 0,50 Gewichts % einzustellen, um die Bildung von Nb(C,N) zu gewährleisten. Die sich ergebende Kornfeinung trägt zu einer deutlichen Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften bei. Zusätzlich ist ein Stickstoffgehalt von 0,001 bis 0,025 Gewichts % zur Bildung von Nb(N) zu empfehlen, da NbN stabiler als NbC ist und somit zu einem verstärkten Kornfeinungsbeitrag führt. Vorteilhafte Niob-Gehalte liegen bei 0,001 bis 0,10 bzw. 0,001 bis 0,05 Gewichts % bei vorteilhaften Stickstoffgehalten von 0,001 bis 0,015 bzw. 0,002 bis 0,0125 Gewichts %. Außerdem wird durch die Zugabe von Stickstoff nicht zu viel C über Nb abgebunden, da ansonsten die austenitstabilisierende Wirkung von C verloren gehen könnte.
• - Alternativ oder zusätzlich können Mikrolegierungselemente auf Basis von Vanadium bis 0,20 Gewichts % und/oder Titan bis 0,10 Gewichts % zulegiert werden. Es sollte dabei ein Summengehalt bei Nb, Ti, V von max. 0,75 Gewichts % eingehalten werden.
• - Falls erforderlich können zur weiteren Festigkeitssteigerung z.B. Molybdän (bis 2,00 Gewichts %), Nickel (bis 5,00 Gewichts %), Kobalt (bis 2,00 Gewichts %) oder Wolfram (bis 1,50 Gewichts %) als Mischkristallhärter zu legiert werden. Es sollte dabei ein Mindestgehalt von jeweils 0,005 Gewichts-% und ein Summengehalt von max. 5,50 Gewichts % eingehalten werden. Um den Effekt dieser Legierungselemente ausnutzen zu können, sollte jeweils ein Mindestgehalt von 0,01 Gewichts % eingehalten werden.
• - Seltene Erden und reaktive Elemente: Die optionale Zugabe von seltenen Erden und reaktiven Elementen wie Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y kann zur Einstellung eines gezielten Lamellenabstandes und somit zur weiteren Festigkeits-/ und Zähigkeitssteigerung in Gehalten von insgesamt 0,0020 bis zu 1 Gewichts % erfolgen.
• Die Mikrostruktur des erfindungsgemäßen Stahls besteht aus bainitischem Ferrit und Restaustenit-Lamellen. Sie kann Anteile von bis zu 10 Volumen-% Martensit, vorteilhaft bis zu 5 Volumen-% (bzw. Martensit/Austenit-Phase und/oder zerfallenem Austenit) aufweisen.
• Die zwei wichtigsten Kennwerte des Gefüges, welche die mechanischen Eigenschaften des Stahls maßgeblich beeinflussen, sind der Abstand der Restaustenitlamellen im bainitischen Ferrit und der Anteil an Restaustenit. Es hat sich gezeigt, dass die Festigkeit umso höher wird, je geringer der Lamellenabstand und die Bruchdehnung des Werkstoffs zunimmt, je höher der Anteil an Restaustenit ist.
• Um die geforderte hohe Festigkeit des Werkstoffs von mindestens 1000 bis zu 2500 MPa zu erreichen sollte der durchschnittliche Lamellenabstand kleiner als 750 nm, vorteilhaft kleiner 500 nm sein.
• Um die geforderten Dehnungswerte von mindestens 12 % (Bruchdehnung A5) erreichen zu können, sollte ein Restaustenitanteil von wenigstens 10 % und ein Martensitanteil von höchstens 10 Volumen-%, vorzugsweise von höchstens 5 Volumen-% vorliegen.
• Um die geforderte hohe Zähigkeit durch Kornfeinung mittels Niob Karbonitridbildung zu erreichen, sollte die durchschnittliche ehemalige Austenitkorngröße einen Wert von 100 µm nicht überschreiten.
• Da die Mikrostruktur sehr fein ist, lassen sich die Gefügebestandteile lichtmikroskopisch kaum unterscheiden, so dass dann fallweise eine Kombination von Elektronenmikroskopie und Röntgenbeugung anzuwenden ist.
• Mittels Rasterelektronenmikroskopie lassen sich die Gefügebestandteile unterscheiden. Auf diese Weise wurde ein mittlerer Lamellenabstand von etwa 300 nm ermittelt.
• In den 7 bis 12 sind die Ergebnisse für die Berechnung der mechanischen Kennwerte für Zugfestigkeit (Rm), Bruchdehnung (A5), Gleichmaßdehnung (Ag) und des Restaustenitgehaltes (Gewichts-%), sowie das Verhältnis von Gleichmaßdehnung (Ag) zu Bruchdehnung (A5) und das Produkt aus Zugfestigkeit (Rm) x Bruchdehnung (A5) nach dem Hollomon-Jaffe-Parameter dargestellt.
• Der Hollomon-Jaffe-Parameter $$H_p=\frac{T}{1000}\cdot \left(C+log\left(t\right)\right)$$

  

  beschreibt dabei die Wirkung des Anlassens bzw. einer Wärmebehandlung von Stahl. Er ist eine Funktion der Anlassdauer t und der Anlasstemperatur T. In diese nicht einheitenkonsistente Formel geht die Temperatur T in Kelvin und die Zeit t in Stunden ein. C ist eine werkstoffabhängige Konstante. Unterschiedliche Kombinationen aus Dauer und Temperatur der Wärmebehandlung können identische Hollomon-Jaffe-Parameter ergeben; die Anlasswirkung ist dann ebenfalls vergleichbar.
• Dargestellt ist in
• 7 die Zugfestigkeit in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters
• 8 die Bruchdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters
• 9 die Gleichmaßdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters
• 10 der Restaustenitanteil in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters
• 11 das Verhältnis aus Gleichmaß- zur Bruchdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters
• 12 das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters
• Die Ergebnisse zeigen eindrucksvoll die hervorragenden mechanisch-technologischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stähle.
• ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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• Zitierte Patentliteratur
• WO 2014/040585 A1 [0009]
• WO 2009/075494 A1 [0011]
• DE 102012017143 B3 [0012]

Claims (22)

1. Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit (Rm) von 1000 MPa mit einem Produkt aus Zugfestigkeit (Rm) und Bruchdehnung (A5) von mindestens 2000 MPa % und einem Verhältnis von Gleichmaßdehnung (Ag) zur Bruchdehnung (A5) von mindestens 25 % aus einem niedrig legierten Stahl mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischer Ferrit von mindestens 50 Volumen-% und einem Restaustenitgehalt von mindestens 5 Volumen-% mit folgenden Schritten: - Erzeugen einer Stahlschmelze mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts-%): 0,10 - 0,80 C 0,25 - 4,00 Si 0,05 - 3,00 Al 0,25 - 4,00 Mn 0,05 - 3,00 Cr 0,001 - 0,025 N max. 0,15 P max. 0,05 S mindestens einem der Elemente Ti, V, Nb in Gehalten von jeweils mindestens 0,005 bis 0,5 Gewichts-% und in Summe von max. 0,75 Gewichts-%, optional eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W oder Zr und/oder seltener Erden Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y von insgesamt bis zu 1 Gewichts-%, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen - Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme, einem Block oder einem Dünnband als Vorprodukt - Warmwalzen des Vorproduktes zu einem Blech oder Band mit einer Endwalztemperatur T-End zwischen 1150°C und 600°C - Abkühlen des Bandes oder Bleches aus der Walzhitze auf eine Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1°C/min bis 50°C/min oder - Wiedererwärmen des Bandes oder Bleches auf Austenitisierungstemperatur und anschließender Abkühlung auf eine Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1°C/min bis 50°C/min oder - optionales Halten des Bandes oder Bleches auf einer Temperatur zwischen 100°C oberhalb Martensitstarttemperatur (Ms) und 200°C unterhalb Martensitfinishtemperatur (Mf) für bis zu 24h - Abkühlen aus diesem Temperaturbereich auf Raumtemperatur.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Endwalztemperaturen zwischen 600°C und 1100°C, vorteilhaft zwischen 600°C und 1000°C, vorteilhafter zwischen 700°C und 1000°C und besonders vorteilhaft zwischen 850°C und 950°C liegen.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die einzuhaltende Endwalztemperatur T-End je nach konkreter Legierungszusammensetzung nach folgender Formel (1) mit einem Toleranzbereich von ±100°C wie folgt festgelegt wird [°C]: T-End[°C]= 1100°C - 450°C/Gewichts-% × C(Gewichts-%) - 350°C/Gewichts-% × Si(Gewichts-%) + 350°C/Gewichts-% × AI(Gewichts-%) + 6500°C/Gewichts-% × Nb(Gewichts-%) + 900°C/Gewichts-% × Ti(Gewichts-%) + 750°C/Gewichts-% × V(Gewichts-%).
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass beim Warmwalzen für die Endwalztemperatur eine Toleranz von ±100°C, vorteilhaft ±50°C eingehalten wird.
5. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass zur Unterdrückung der Zementitbildung folgende Bedingung eingehalten wird (Gewichts-%): Si + Al > 4 × C.
6. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass zur Vermeidung von Primär-AIN-Ausscheidungen folgende Bedingung eingehalten wird (Gewichts-%): Al × N < 5 × 10^-3.
7. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Martensitstarttemperatur (Ms) nach folgender Formel (2): $$\begin{array}{l}\text{Ms}\left[°\text{C}\right]=525°\text{C}-350°\text{C/Gewichts}-\text{\%}\times \text{C}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right)-45°\text{C/Gewichts}-\text{\%}\times \\ \text{Mn}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right)-5°\text{C/Gewichts}-\text{\%}\times \text{Si}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right)-30°\text{C/Gewichts}-\text{\%}\times \text{Cr}(\text{Gewichts}-\\ \text{\%})-16°\text{C/Gewichts}-\text{\%}\times \text{Mo}\left(\text{Gewichts}-\text{\%}\right)\end{array}$$

   

   und die Martensitfinishtemperatur (Mf) nach folgender Formel (3) berechnet werden: $$\text{Mf}\left[°C\right]=\text{Ms}-100°\text{C}.$$

   
8. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende maximale Gehalte in Gewichts-% aufweist: max. 0,70 C, vorteilhaft max. 0,50 C, besonders vorteilhaft max. 0,40 C.
9. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende minimale Gehalte in Gewichts-% aufweist: min. 0,15 C, vorteilhaft min 0,20 C, besonders vorteilhaft min 0,25 C.
10. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Gehalte in Gewichts-% aufweist: 0,25 - 3,00 Si, vorteilhaft 0,50 bis 2,50 Si.
11. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Gehalte in Gewichts-% aufweist: 0,05 - 2,00 AI, vorteilhaft 0,05 bis 1,00 Al.
12. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Gehalte in Gewichts-% aufweist: 0,25 - 3,00 Mn, vorteilhaft 0,50 bis 3,00 Mn.
13. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Gehalte in Gewichts-% aufweist: 0,05 - 2,50 Cr, vorteilhaft 0,10 bis 2,00 Cr.
14. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Gehalte in Gewichts-% aufweist: 0,001 - 0,015 N, vorteilhaft 0,002 bis 0,0125 N.
15. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Niob-Gehalte zwischen 0,001 bis 0,10 bzw. 0,001 bis 0,05 Gewichts-% bei Stickstoffgehalten von 0,001 bis 0,015 bzw. 0,002 bis 0,0125 Gewichts-% eingestellt werden.
16. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass die optional zulegierten Elemente folgende Gehalte in Gewichts-% aufweisen: max. 5,00 Ni max. 2,00 Mo max. 2,00 Co max. 1,50 W wobei der Summengehalt von Ni, Mo, Co, W max. 5,50 Gewichts-% beträgt.
17. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass ein Gefüge mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischer Ferrit von mindestens 75 Volumen-%, einem Restaustenitgehalt von mindestens 10 Volumen-% und bis zu maximal 10 Volumen-% Martensit, vorteilhaft maximal 5 Volumen-% Martensit, eingestellt wird.
18. Stahlband oder Stahlblech mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit Rm von 1000 MPa mit einem Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung A5 von mindestens 2000 MPa % und einem Verhältnis von Gleichmaßdehnung Ag zur Bruchdehnung A5 von mindestens 25 %, aus einem niedrig legierten Stahl mit einem Anteil an Bainit beziehungsweise bainitischem Ferrit von mindestens 50 Volumen-% und einem Restaustenitgehalt von mindestens 5 Volumen-% aus einer Stahlschmelze mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts %): 0,10 - 0,80 C 0,25 - 4,00 Si 0,05 - 3,00 Al 0,25 - 4,00 Mn 0,05 - 3,00 Cr 0,001 - 0,025 N max. 0,15 P max. 0,05 S, mindestens einem der Elemente Ti, V, Nb in Gehalten von jeweils von 0,001 bis 0,5 Gewichts-% und in Summe von max. 0,75 Gewichts-%, optional eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W oder Zr und/oder seltener Erden Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y von insgesamt bis zu 1 Gewichts %, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
19. Stahlband oder Stahlblech nach Anspruch 18, gekennzeichnet durch ein Verhältnis von Gleichmaßdehnung zur Bruchdehnung von mindestens 25 %.
20. Stahlband oder Stahlblech nach Anspruch 18 oder 19, gekennzeichnet durch ein Produkt aus Zugfestigkeit (Rm) und Bruchdehnung (A5) von mindestens 12500 MPa x %.
21. Verwendung eines Stahlbandes oder Stahlbleches nach mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 20 für warm- oder kaltgewalzte Bänder, Bleche, Rohre, Profile oder für Schmiedeteile für die Automobilindustrie, Bauindustrie, und Maschinenbau; sowie Stäbe und Drähte.
22. Verwendung der Stahllegierung nach Anspruch 21 für Verschleißteile und Teile für Panzerungen.

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