DE60009002T2

DE60009002T2 - Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit sehr hoher Festigkeit, verwendbar für die Umformung und insbesondere zu Tiefziehen

Info

Publication number: DE60009002T2
Application number: DE60009002T
Authority: DE
Inventors: Christophe Issartel; Christian Marteau; Christian Giraud
Original assignee: USINOR SA
Current assignee: USINOR SA
Priority date: 1999-11-12
Filing date: 2000-10-27
Publication date: 2005-03-03
Anticipated expiration: 2020-10-28
Also published as: CA2325892C; ES2216840T3; ATE262046T1; FR2801061A1; EP1099769A1; PT1099769E; FR2801061B1; BR0005331A; DE60009002D1; US20030084973A1; EP1099769B1; CA2325892A1; US6475308B1; US6797078B2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit sehr hoher Festigkeit, das für die Umformung und insbesondere zum Tiefziehen verwendbar ist.
Auf dem Gebiet der mechanischen Konstruktion und insbesondere im Automobilbau führten die Ausstattung insbesondere für die Sicherheit und den Komfort und die Notwendigkeit der Energieeinsparung zur Suche nach Entwicklungen für den Leichtbau, wobei jedoch die Betriebseigenschaften der tiefgezogenen Bauteile erhalten bleiben sollten. Ein wesentliches Kriterium ist insbesondere das Ermüdungsverhalten, da es die Lebensdauer der Werkstücke definiert. Eine Lösung zur Verbesserung des Ermüdungsverhaltens besteht darin, Stähle mit sehr hoher Festigkeit zu verwenden. Es gibt nämlich eine lineare Beziehung zwischen der Dauerfestigkeit und der mechanischen Festigkeit. Es ist daher möglich, Bleche mit kleineren Dicken zu verwenden, was zum Leichtbau beiträgt, wobei jedoch das Betriebsverhalten unverändert bleibt. Es ist aber trotzdem erforderlich, dass der Stahl tiefziehfähig ist. Im Allgemeinen verschlechtern sich jedoch die Umformungseigenschaften mit der Zunahme der mechanischen Festigkeit.
Im Bereich der warmgewalzten Stähle, deren mechanische Eigenschaften durch kontrolliertes Walzen auf Breitbandstraßen erhalten werden, gibt es insbesondere drei Arten von warmgewalzten Stählen, die gute mechanische Eigenschaften mit einer Streckgrenze im Bereich von 315 bis 700 MPa aufweisen.

– Die so genannten HLE-Stähle mit großer Streckgrenze, bei denen es sich um mikrolegierte Stähle handelt, weisen eine Streckgrenze von 315 bis 700 MPa auf, ihr Umformvermögen ist jedoch begrenzt, insbesondere da das Verhältnis von Re/Rm im Bereich von 0,85 bis 0,9 liegt.
– Die Dualphasen-Stähle sind Stähle mit ferritischer martensitischer Struktur, die bemerkenswerte Umformeigenschaften besitzen, deren Werte für die mechanische Festigkeit jedoch 600 MPa nicht übersteigen.
– Die so genannten HR-Stähle, die Stähle mit Kohlenstoff und Mangan sind, werden nach dem Warmwalzen schnell abgekühlt und bei niedriger Temperatur aufgewickelt, um ihnen ein ferritisch-bainitisches Gefüge zu geben. Diese Stähle weisen Umformungseigenschaften auf, die zwischen den HLE-Stählen und den Dualphasen-Stählen liegen. Der Stahl HR55 besitzt beispielsweise einen Festigkeitswert von mindestens 540 MPa und weist ein gutes Tiefziehvermögen auf, wobei das Verhältnis Re/Rm im Bereich von 0,75 bis 0,8 liegt. Außerdem ist dieser Stahl schweißbar und für eine Verformung vom Typ "aufgebördelter Kragen" hervorragend geeignet. Für die Herstellung eines Stahl vom Typ HR60 ist entweder die Zugabe eines Mikrolegierungselements, beispielsweise das Einarbeiten von Niob erforderlich, sodass die Eigenschaften des Stahls den Eigenschaften eines HLE-Stahls nahe kommen, oder man muss den Kohlenstoffgehalt oder Mangangehalt des Stahls vom Typ HR55 erhöhen, was zu einer Zusammensetzung führt, die im Bereich des Widerstandsschweißens Schwierigkeiten bereiten kann.

Die oben genannten Stahlgruppen haben also im Hinblick auf ihre mechanischen Eigenschaften und ihr Verhalten Grenzen.
Eine metallurgische Lösung zur Verbesserung des Kompromisses von mechanischer Festigkeit und Dehnung besteht darin, TRIP-Stähle mit Ferrit-Bainit-Restaustenit-Struktur zu verwenden. Wegen der Gegenwart des Restaustenits in der Mikrostruktur ist in diesem Strukturtyp der Kompromiss zwischen der mechanischen Festigkeit und der Dehnung deutlich besser. Es ist in diesem Fall erforderlich, dass der Mengenanteil an Restaustenit über 5% liegt.
Andererseits steht die Gegenwart von Martensit in einer solchen Mikrostruktur der Verbesserung des Tiefziehvermögens durch die Gegenwart des Restaustenits entgegen.
Eine erste Möglichkeit zur Herstellung von TRIP-Stählen besteht darin, Stähle mit einer Zusammensetzung vom Typ C-Mn-Si > 1% zu verwenden. Diese Zusammensetzungen haben den Nachteil, dass wegen der Gegenwart von Silicium Fayalit gebildet wird.
Eine weitere Möglichkeit ist die Verwendung von Stählen der Zusammensetzung vom Typ C-Mn-Al. Diese Zusammensetzung ist wegen des Restaustenits ungenügend.
Restaustenit kann sowohl für Stähle vom Typ TRIP C-Mn-Al als auch Stähle TRIP C-Mn-Si nur in einem beschränkten Wickeltemperaturbereich von 350 bis 400°C erhalten werden.
Eine Wickeltemperatur unter 350°C führt zum Auftreten von Martensit, was insbesondere für die Formbarkeit der Stähle abträglich ist. Eine zu hohe Wickeltemperatur führt zu einer reinen ferritisch-bainitischen Struktur ohne Restaustenit und daher ohne Verbesserung der Formbarkeit. Der Restaustenit muss nämlich in einer Menge über 5% vorliegen, um die Formbarkeit der hergestellten Stähle zu beeinflussen. Unter diesem Wert ist seine Wirkung praktisch Null.
Industriell sind Spultemperaturen in dem oben angegebenen Bereich besonders schwierig zu verwirklichen. Der Wickeltemperaturbereich von 350 bis 400°C ist nämlich im Hinblick auf den Wärmeaustausch zwischen dem Stahlband und dem Kühlwasser ein instabiler Bereich, da der Wasserdampffilm, der das heiße Metall von dem Kühlwasser trennt, abreißt. Dieses Phänomen führt zu einer abrupten Erhöhung des Wärmeaustauschkoeffizienten im betroffenen Bereich, die in dem gewalzten Stahlband zu einer Heterogenität der Mikrostruktur führt, die der Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften des Endprodukts abträglich ist. Der Zwang, niedrige Wickeltemperaturen zu verwenden, die mit der Legierungseigenschaft der TRIP Zusammensetzungen zusammenhängen, führt zu Schwierigkeiten bei der Herstellung. Eine Erhöhung der Wickeltemperatur wäre daher wünschenswert, um von einer höheren Duktilität bei höherer Temperatur zu profitieren.
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes vom TRIP-Typ mit sehr großer Festigkeit zu entwickeln, das gute Umformungseigenschaften aufweist.
Der Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit sehr hoher Festigkeit, das für die Umformung und insbesondere zum Tiefziehen verwendbar ist und das dadurch gekennzeichnet ist, dass der Stahl mit der folgenden massebezogenen Zusammensetzung:
0,12% ≤ Kohlenstoff ≤ 0,25%,
1% ≤ Mangan ≤ 2%,
0,03% ≤ Aluminium ≤ 2,5%,
0,03% ≤ Silicium ≤ 2%,
0,04% ≤ Chrom ≤ 2%,
0,02% ≤ Phosphor ≤ 0,09%,
Schwefel ≤ 0,01%, und fakultativ
Titan ≤ 0,15%,
Niob ≤ 0,15%,
Vanadium ≤ 0,15%, wobei der Rest aus Eisen und Restverunreinigungen besteht, folgendermaßen behandelt wird:

– Walzen bei einer Temperatur unter 880°C,
– erstes, kurzes Abkühlen, das in einem Zeitraum unter 10 Sekunden erfolgt,
– zweites geregeltes Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit Vref1, die in Abhängigkeit von der Dicke des gewalzten Stahlbandes im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde liegt, wobei die Endtemperatur der zweiten Abkühlung unter dem Punkt Ar3 der Umwandlung von Austenit in Ferrit liegt und wobei die Endtemperatur der zweiten Abkühlung im Bereich von 700 bis 750°C liegt,
– Halten auf einer Temperaturstufe, das mit einem langsamen Abkühlen verbunden ist, wobei die Abkühlgeschwindigkeit im Bereich von 3 bis 20°C/Sekunde liegt, bis zu einer Endtemperatur der Stufe, die im Bereich von 700 bis 640°C liegt,
– drittes, ebenfalls geregeltes Abkühlen, dessen Geschwindigkeit in Abhängigkeit von der Dicke des Stahlbandes im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde liegt, wobei die Endtemperatur der dritten Abkühlung im Bereich von 350 bis 550°C liegt.

Weitere Charakteristika der Erfindung sind:

– die massebezogene Zusammensetzung enthält weniger als 0,5% Silicium,
– die Abkühlvorgänge erfolgen an Luft,
– der Stahl wird warmgewalzt, um ein warmgewalztes Band mit einer Dicke von 1,4 bis 6 mm zu erhalten.

Die Erfindung betrifft auch ein warmgewalztes Stahlband, das nach dem Verfahren hergestellt wird und in seiner massebezogenen Zusammensetzung enthält:
0,12% ≤ Kohlenstoff ≤ 0,25%,
1%<_Mangan ≤ 2%,
0,03% ≤ Aluminium ≤ 2,5%,
0,03% ≤ Silicium ≤ 2%,
0,04% ≤ Chrom ≤ 2%,
0,02% ≤ Phosphor ≤ 0,09%,
Schwefel ≤ 0,01%, und fakultativ
Titan ≤ 0,15%,
Niob ≤ 0,15%,
Vanadium ≤ 0,15%, wobei der Rest aus Eisen und Restverunreinigungen besteht.
Weitere Charakteristika der Erfindung sind:

– das warmgewalzte Stahlblech enthält in seiner massebezogenen Zusammensetzung weniger als 0,5% Silicium,
– das warmgewalzte Stahlband hat eine Dicke im Bereich von 1,4 bis 6 mm.

Die folgende Beschreibung und die beigefügten Figuren sind zum besseren Verständnis der Erfindung als Beispiel angegeben, jedoch nicht einschränkend zu verstehen.
Die 1 zeigt ein Abkühlschema für das warmgewalzte Stahlband gemäß der Erfindung.
Die 2 zeigt die Änderung des Austenitgehalts in Abhängigkeit von der Wickeltemperatur für erfindungsgemäße Beispiele für Stähle im Vergleich mit den Referenzstählen TRIP C-Mn-Si und TRIP 0% Cr.
Gemäß der Erfindung wird ein Stahl mit der folgenden massebezogenen Zusammensetzung:
0,12% ≤ Kohlenstoff ≤ 0,25%,
1% ≤ Mangan ≤ 2%,
0,03% ≤ Aluminium ≤ 2,5%,
0,03% ≤ Silicium ≤ 2%,
0,04% ≤ Chrom ≤ 2%,
0,02% ≤ Phosphor ≤ 0,09%,
Schwefel ≤ 0,01%, und fakultativ
Titan ≤ 0,15%,
Niob ≤ 0,15%,
Vanadium ≤ 0,15%, wobei der Rest aus Eisen und Restverunreinigungen besteht, bei einer Temperatur unter 880°C warmgewalzt wird, um seine Struktur durch Dressieren zu verfeinern.
Ein erstes kurzes Abkühlen beispielsweise an Luft wird während einer Zeitspanne unter 10 Sekunden durchgeführt, um feine Körner zu erhalten und das Auftreten der Perlitphase im Laufe des Abkühlens zu vermeiden. Der Stahl wird dann einem zweiten kontrollierten Abkühlvorgang unterzogen, dessen Geschwindigkeit im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde liegt, wobei dies von der Dicke des behandelten warmgewalzten Stahlbandes abhängt. Die Abkühlgeschwindigkeit, die gemäß der Erfindung geregelt ist, führt in hohem Maße zur Keimbildung der Ferritphase. Die Temperatur am Ende des zweien Abkühlvorgangs liegt in einem Temperaturbereich von 700 bis 750°C, d. h. unter dem Punkt Ar3 der Umwandlung von Austenit in Ferrit.
Dann wird das Band auf einer Temperaturstufe gehalten, auf der es langsam, beispielsweise an Luft, mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 3 bis 20°C/Sekunde abkühlt, wobei am Ende dieser Stufe eine Temperatur im Bereich von 700 bis 640°C erreicht wird. Das Halten des Stahlbandes auf dieser Temperaturstufe gewährleistet die Bildung eines Ferritgehalts von 40 bis 70%. Der Restaustenit, der nicht in Ferrit umgewandelt wurde, kann mit Kohlenstoff angereichert werden, wodurch seine Bildung bei der Abkühlung hinausgezögert wird.
Nach dem Halten auf der Temperaturstufe wird das warmgewalzte Stahlband einem dritten, ebenfalls geregelten Abkühlvorgang unterzogen, dessen Geschwindigkeit im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde liegt und mit der Dicke des behandelten Stahlbandes zusammenhängt, bis eine Temperatur von 350 bis 525°C erreicht ist, um die Anreicherung des Restaustenit bei der Umformung abzuschließen, die bei einer Temperatur von etwa 640°C beginnt.
Die Abkühlgeschwindigkeiten Vref1 und Vref2 für Banddicken von 4,5 bis 6 mm liegen beispielsweise im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde und für Dicken im Bereich von 1,4 bis 4,5 mm im Bereich von 50 bis 150°C/Sekunde.
Die am Ende vorliegende Struktur des warmgewalzten Stahls ist aus Ferrit, Bainit und Restaustenit mit einem Gehalt über 5% zusammengesetzt, wodurch eine mechanische Festigkeit über 700 MPa mit Werten der Gleichmaßdehnung über 10% und einer Bruchdehnung über 25% erreicht wird.
Hinsichtlich der in der Zusammensetzung enthaltenen Elemente stabilisiert gemäß der Erfindung der Kohlenstoff den Austenit. Mangan kann die Umwandlungspunkte Ar3, Bs und Ms absenken, die der Anfangstemperatur der Ferritumformung, der Anfangstemperatur der Bainitumformung und der Anfangstemperatur der Martensitumformung entsprechen.
Durch Aluminium und Silicium wird die Diffusion von Kohlenstoff verhindert und wegen ihrer Wirkung auf den Kohlenstoff die Stabilisierung des Austenits gewährleistet. Silicium und Aluminium haben die gleichen Wirkungen, die sich ergänzen. Es ist jedoch vorzuziehen, das Silicium bei geringen Mengenanteilen zu halten, um die Bildung von Fayalit zu vermeiden, der im Allgemeinen Oberflächenfehler hervorruft, die nach dem Entzundern zum Vorschein kommen. Die Ge genwart von Phosphor und Chrom, α-bildender Elemente, kann die Bildung der Ferritphase während des Haltens auf der Temperaturstufe begünstigen. Der Anteil des gebildeten Ferrits ist sehr wichtig und die Anreicherung des Restaustenit mit Kohlenstoff kann diese Phase in einem großen Temperaturbereich beim Wickeln stabilisieren. Titan, Niob und Vanadin, Elemente die wahlfrei in die Zusammensetzung eingearbeitet werden können, sind Mikrolegierungselemente, die in die Stahlzusammensetzung gegeben werden können, um eine Härtung durch Ausscheiden zu erreichen und die Korngröße des Ferrit zu feinen. Dies ermöglicht eine höhere mechanische Festigkeit, wobei gleichzeitig die Gleichmaßdehnung etwas vermindert wird.
Mit der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung kann eine Mikrostruktur vom Typ Ferrit-Bainit-Restaustenit gebildet werden, wobei das Warmwalzen einerseits am Ausgang der Walzgerüste eine gute Rekristallisation der Austenitkörner und andererseits eine gleichgerichtete Textur gewährleistet.
In einem Anwendungsbeispiel wird der Stahl, dessen Zusammensetzung in der Tabelle 1 angegeben ist, einer erfindungsgemäßen Temperaturbehandlung unterzogen, wobei:

– die Walztemperatur 850°C beträgt,
– das erste Abkühlen an Luft 1,5 Sekunden dauert, wonach ein zweites kontrolliertes Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 80°C/Sekunde bis zu einer Temperatur von 720°C durchgeführt wird, wobei diese Temperatur unter dem Punkt Ar3 liegt,
– das erhaltene Stahlband dann an Luft auf einer Temperaturstufe auf Temperatur gehalten wird, wobei er bis auf eine Temperatur von 680°C abkühlt,
– das dritte, ebenfalls kontrollierte Abkühlen bei einer Geschwindigkeit von 80°C/Sekunde bis zu einer Temperatur erfolgt, die der Wickeltemperatur entspricht, und
– das Aufspulen in diesem Beispiel bei verschiedenen Temperaturen durchgeführt wird, die betragen: 400°C, 450°C, 500°C, 550°C und 600°C.

Tabelle 1: Zusammensetzung (x 10^–3%)
Wie in den folgenden Tabellen gezeigt ist, wurden bei den verschiedenen Wickeltemperaturen die verschiedenen erhaltenen mechanischen Eigenschaften gemessen.
Tabelle 2: Aufwickeln bei 400°C
Anmerkung:

Ag* bedeutet die Gleichmaßdehnung, die der Zugdehnung der Probe in dem Moment entspricht, bei dem sich die Einschnürung zu bilden beginnt.
Rm: Zugfestigkeit der Stahlprobe
Re: Streckgrenze des Stahls
n: Verfestigungskoeffizient.

Hinsichtlich der Mikrostruktur liegt im Vergleich mit Ferrit, der sehr feinkörnig ist, etwas mehr Bainit vor. Der Restaustenit liegt im Form von Blöcken zwischen den Ferritkörnern mit einem Mittelwert von 12,8% vor.
Tabelle 3: Aufwickeln bei 450°C
Anmerkung:
Die Mikrostruktur ist ferritisch-bainitisch. Es können Austenitbereiche in Form von Inselchen zwischen den Bainitblöcken beobachtet werden. Der Mittelwert des Restaustenit ist 7%.
Tabelle 4: Aufwickeln bei 500°C
Anmerkung:
Die Mikrostruktur ist vom Typ ferritisch-bainitisch, wobei vorwiegend Bainit in Form von großen Bereichen vorliegt. Der Austenit liegt im Wesentlichen in Form von Blöcken zwischen den Ferritkörnern vor. Der Mittelwert des Restaustenit beträgt 9,4%.
Tabelle 5: Aufwickeln bei 550°C
Anmerkung:
Die Mikrostruktur weist sehr wenig Restaustenit auf, der Mittelwert des Restaustenit beträgt 0,2%.
Tabelle 6: Aufwickeln bei 600 °C
Anmerkung:
Die Mikrostruktur ist vom Typ ferritisch-bainitisch und weist keinen Restaustenit auf.
Es ist ganz allgemein festzustellen, dass der Stahl mit einer Mikrostruktur Ferrit-Bainit-Restaustenit, der die folgenden mechanischen Eigenschaften aufweist: Rm > 700 MPa, Verhältnis Re/Rm < 0,7, Ag > 10% und A% > 25% auf Grund einer Restaustenitmenge über 5% nur für Aufwickeltemperaturen von 400 bis 500°C erhalten werden kann.
Für die beiden höchsten Aufwickeltemperaturen ist kein oder so gut wie kein Restaustenit vorhanden und die mechanischen Eigenschaften stimmen nicht mit einer akzeptablen Dehnung Ag% oder einer akzeptablen Zugfestigkeit überein, wobei das Verhältnis Re/Rm zu hoch ist.
Die 2 zeigt den Restaustenitgehalt in Abhängigkeit von der Aufwickeltemperatur für verschiedene erfindungsgemäße oder als Referenz dienende TRIP-Stahlzusammensetzungen. Aus der Figur geht hervor, dass das erfindungsgemäße Verfahren beispielsweise im Vergleich mit dem als Referenz verwendeten Stahl A, TRIP C-Mn-Si, über einen breiteren und in der Temperatur höher liegenden Temperatur bereich zu einer größeren Austenitmenge führt. Die 2 zeigt, zum Vergleich mit Stahl A und Stahl 1 des Beispiels, zwei erfindungsgemäße Stähle 2 und 3, die 0% Cr bzw. 2% Cr enthalten. Gemäß dem Verfahren kann in einem breiten Wickeltemperaturbereich der gewünschte Austenitgehalt erzielt werden, wodurch an dem hergestellten Band gleichmäßige mechanische Eigenschaften gewährleistet werden können, wobei ohne diese Gleichförmigkeit die Verwendung des Bandes für ein tiefgezogenes Werkstück unmöglich wäre. Die Möglichkeit des Aufwickelns bei höherer Temperatur nach dem Verfahren erlaubt eine industrielle Fertigung des Bandes ohne Erweiterung der Kapazitäten der technischen Anlage.
Die Erfindung erlaubt die Realisierung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einer Dicke von 1,4 bis 6 mm, das gleichzeitig gute mechanische Eigenschaften über 700 MPa und dank eines Verhältnisses Re/Rm unter 0,7, einer Gleichmaßdehnung über 10% und einer Bruchdehnung über 25% gute Verformungseigenschaften aufweist.
Wenn der Siliciumgehalt unter 0,5% liegt, weist die Oberfläche des Stahlbandes nach dem Zundern keine Fehler auf.
Gemäß der Erfindung ermöglicht es das Verfahren ein warmgewalztes Stahlband mit einer Struktur Ferrit-Bainit-Restaustenit > 5% herzustellen, indem nach dem Verfahren in einem Temperaturbereich von 350 bis 525°C aufgespult wird. Es ist daher möglich, aus dem Instabilitätsbereich der Spultemperatur unter 400°C herauszugehen. Dies ist insbesondere möglich, da in der Grundstahlzusammensetzung ein vorgegebener Gehalt an Chrom und Phosphor verwendet wird.
Das erfindungsgemäße Stahlband kann für tiefgezogene, gefaltete oder profilierte Bauteile in den Bereichen der mechanischen Konstruktion und im Automobilbau verwendet werden. Seine Verwendung er öffnet die Möglichkeit, die Dicke der Werkstücke zu vermindern, wodurch sie leichter werden, und/oder eine Verbesserung ihrer Ermüdungseigenschaften. Die Werkstücke, die realisiert werden können, sind insbesondere Absorber, Verstärkungsteile, Strukturteile, Räder, die eine hohe Dauerfestigkeit und auch ein gutes Tiefziehvermögen erfordern.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit sehr hoher Festigkeit und einer Ferrit-Bainit-Restaustenit-Struktur, das für die Umformung und insbesondere zum Tiefziehen verwendbar ist, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mit folgender massebezogener Zusammensetzung: 0,12% ≤ Kohlenstoff ≤ 0,25%, 1% ≤ Mangan ≤ 2%, 0,03% ≤ Aluminium ≤ 2,5%, 0,03% ≤ Silicium ≤ 2%, 0,04% ≤ Chrom ≤ 2%, 0,02% ≤ Phosphor ≤ 0,09%, Schwefel ≤ 0,01%, und fakultativ Titan ≤ 0,15%, Niob ≤ 0,15%, Vanadium ≤ 0,15%, wobei der Rest aus Eisen und Restverunreinigungen besteht, folgendermaßen behandelt wird: – Walzen bei einer Temperatur unter 880°C, – erstes, kurzes Abkühlen, das in einem Zeitraum unter 10 Sekunden erfolgt, – zweites geregeltes Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit V ref1, die in Abhängigkeit von der Dicke des gewalzten Stahlbandes im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde liegt, wobei die Endtemperatur der zweiten Abkühlung unter dem Punkt Ar3 der Umwandlung von Austenit in Ferrit liegt und wobei die Endtemperatur der zweiten Abkühlung im Bereich von 700 bis 750°C liegt, – Halten auf einer Temperaturstufe, das mit einem langsamen Abkühlen verbunden ist, wobei die Abkühlgeschwindigkeit im Bereich von 3 bis 20°C/Sekunde liegt, bis zu einer Endtemperatur der Stufe, die im Bereich von 700 bis 640°C liegt, – drittes, ebenfalls geregeltes Abkühlen, dessen Geschwindigkeit in Abhängigkeit von der Dicke des gewalzten Stahlbandes im Bereich von 20 bis 150°C/Sekunde liegt, wobei die Endtemperatur der dritten Abkühlung im Bereich von 350 bis 550°C liegt.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die massebezogene Zusammensetzung weniger als 0,5% Silicium enthält.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlvorgänge unter Luft erfolgen.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl warmgewalzt wird, um ein warmgewalztes Stahlband zu erhalten, dessen Dicke im Bereich von 1,4 bis 6 mm liegt.
Warmgewalztes Stahlblech, das mit einer Ferrit-Bainit-Restaustenit-Struktur gemäß dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt wird, dadurch gekennzeichnet, dass es in seiner massebezogenen Zusammensetzung enthält: 0,12% ≤ Kohlenstoff ≤ 0,25%, 1% ≤ Mangan ≤ 2%, 0,03% ≤ Aluminium ≤ 2,5%, 0,03% ≤ Silicium ≤ 2%, 0,04% ≤ Chrom ≤ 2%, 0,02% ≤ Phosphor ≤ 0,09%, Schwefel ≤ 0,01%, und fakultativ Titan ≤ 0,15%, Niob ≤ 0,15%, Vanadium ≤ 0,15%, wobei der Rest aus Eisen und Restverunreinigungen besteht.
Blech nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass es in seiner massebezogenen Zusammensetzung weniger als 0,5% Silicium enthält.
Blech nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Dicke im Bereich von 1,4 bis 6 mm aufweist.