EP4018007A1 - Verfahren zur herstellung von hochfesten blechen oder bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen stahl sowie ein stahlband oder stahlblech hieraus - Google Patents

Verfahren zur herstellung von hochfesten blechen oder bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen stahl sowie ein stahlband oder stahlblech hieraus

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EP4018007A1
EP4018007A1 EP20760453.9A EP20760453A EP4018007A1 EP 4018007 A1 EP4018007 A1 EP 4018007A1 EP 20760453 A EP20760453 A EP 20760453A EP 4018007 A1 EP4018007 A1 EP 4018007A1
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EP
European Patent Office
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weight
steel
temperature
strip
alloy
Prior art date
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Pending
Application number
EP20760453.9A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Philippe SCHAFFNIT
Nikolai Wieczorek
Thomas Brecht
Andreas Rost
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Ilsenburger Grobblech GmbH
Original Assignee
Ilsenburger Grobblech GmbH
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Filing date
Publication date
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    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the invention relates to a process for the production of high-strength sheets or strips from a low-alloy, high-strength bainitic and at the same time tough steel with excellent wear resistance.
  • the invention also relates to a steel strip or sheet steel made of this steel and an advantageous use for it.
  • the invention relates to strips or sheets with a proportion of bainite or bainitic ferrite of at least 50% by volume and a residual austenite content of at least 5% by volume, with a thickness of at least 3 mm and a minimum tensile strength Rm of 1000 MPa, preferably 1075 MPa, with a product of tensile strength Rm and elongation at break A5 of at least 2000 MPa% and a ratio of uniform elongation to elongation at break of at least 25%.
  • components for the automotive industry such as body panels, components of support structures or airbag tubes and cylinder tubes are made from these sheets or strips.
  • wear plates made of this alloy for excavator shovels or linings for blasting chambers are used.
  • Such steels are also used for applications where sudden impact energies have to be absorbed, e.g. B. as bulletproof armor or as an impact carrier or crash box.
  • Structural tubes or sheets made from this steel alloy can also be used for particularly highly stressed welded steel structures, for example in crane, bridge, ship, hoist and truck construction.
  • the demands for ever higher strengths and improved processing and component properties while reducing weight and / or costs have led, among other things, to the development of ultra-fine-grain duplex steels, which are also known as carbide-free bainitic steels under the term "super bainite".
  • the creation of such a structure, consisting of bainitic ferrite with retained austenite lamellae, is sketched schematically in FIG. 1, in contrast to the upper and lower bainite structure.
  • Characteristic for these steels is z.
  • B. a tensile strength Rm from 1000 to about 2000 and even up to 2500 MPa, depending on the strength, an elongation at break A5 of at least 5% and an extremely fine (nano) structured bainitic structure with proportions of retained austenite.
  • a corresponding bainitic steel is disclosed, for example, in the laid-open specification WO 2014/040585 A1.
  • a method for producing a sheet from a bainitic steel with at least 50% by volume of bainite is known from the laid-open specification WO 2009/075494 A1.
  • To set the required bainitic structure is an isothermal Conversion time from one minute to 48 hours required.
  • the steel comprises 0.2 to 1.0 wt% carbon (C), 0 to 3.0 wt% silicon (Si), 0 to 3.0 wt% manganese (Mn), 0 to 3 , 0% by weight.
  • a rolled hot strip made from a high-strength steel with excellent forming properties is also known from the European patent application EP 0997548 A1.
  • the steel has the following chemical composition: C: 0.05 to 0.15%; Si: 0.5 to 2.0%; Mn: 0.5 to 2.0%; AI: 0.005 to less than 0.10%; P: 0.05% or less; S: 0.010% or less; Remainder iron and unavoidable impurities.
  • an Al content of 0.035% is specified for this steel and a tensile strength in the range from 591 to 853 N / mm 2 .
  • the structure of the steel has 60 to 95% by volume ferrite, 3 to 15% by volume retained austenite and 4.5 to 22.5% by volume bainite.
  • high-strength steel strip with excellent processability is known from the European patent application EP 1 512 760 A2.
  • the structure of the steel has 0 to 60 volume percent ferrite, 5 to 40 volume percent retained austenite and 20 to 90 volume percent tempered martensite or tempered bainite.
  • the composition of the steel is as follows: C: 0.10 to 0.60%, Si: equal to or less than 1.0%, Mn: 1.0 to 3.0%; AI: 0.03 to 2.0%, P: 0.02% or less, S: 0.03% or less, the balance being iron and inevitable impurities.
  • the tensile strength of the steel is given as 750 to 1050 MPa.
  • the European laid-open specification EP 2 759614 A1 already relates to a method for producing a flat steel product with an amorphous, partially amorphous or finely crystalline structure by means of a two-roller casting device.
  • the fine crystalline structure should have grain sizes in the range from 10 to 10,000 nm.
  • the steel melt should also be cooled at a cooling rate of at least 200 K / s to below the glass transition temperature.
  • the object of the invention is to provide a method for the production of high-strength sheet metal or strips from a low-alloy, high-strength bainitic and at the same time tough steel with excellent wear resistance, which is easier and more cost-effective to carry out. Furthermore, a corresponding steel strip or steel sheet made of this steel and an advantageous use are to be specified.
  • P max. 0.05 S at least one of the elements Ti, V, Nb in contents of at least 0.005 to 0.5% by weight and a total of max. 0.75% by weight , optionally one or more elements of Mo, Ni, Co, W or Zr totaling up to 5.5% by weight and / or less common earths Ce, Hf, La, Re, Sc and / or Y totaling up to 1 weight -%, remainder iron with impurities from the melting process
  • Martensite finish temperature (Mf) with a cooling rate of 0.1 ° C / min to 50 ° C / min
  • low-alloy steels are understood to mean steels in which the sum of the alloying elements does not exceed a content of 10% by weight, preferably 7.5% by weight.
  • the structure according to the invention is also characterized by a volume fraction of Bainite or bainitic ferrite of greater than 50% by volume.
  • the present invention is based on the understanding that the claimed bainitic ferrite is distinguished from pure ferrite. The formation of ferrite and bainitic ferrite can be traced back to different processes in the structure.
  • the displacive conversion forces the conversion product (the bainitic ferrite) to have a high dislocation density, so that the crystal can retain the forced macroscopic shape.
  • the redistribution to austenite takes place over significantly shorter distances than in the case of ferrite.
  • This structural component (bainitic ferrite) is made use of in the present development through targeted processing.
  • the great advantage of the method according to the invention is that the required bainitic microstructure and the resulting mechanical Properties of the sheet or strip produced in this way no longer requires additional heat treatment by long isothermal holding at the transition temperature, for example in a salt bath.
  • the final rolling temperatures should be between 600 and 1100 ° C., advantageously between 600 and 1000 ° C., more advantageously between 700 and 1000 ° C. and particularly advantageously between 850 and 950 ° C.
  • the rolling forces are not too high during hot rolling, and, on the other hand, a fine-grain structure with good toughness is still achieved in this temperature range.
  • the final rolling temperature is set specifically for the alloy in order to set an optimum final rolling temperature for the specific alloy composition with regard to rolling forces and a structure that is as fine-grained as possible.
  • This is set according to the invention using the following empirically determined formula (1) for the T-end temperature.
  • the T-end temperature corresponds to the final rolling temperature, which should be adhered to with a tolerance of ⁇ 100 ° C., advantageously ⁇ 50 ° C., in order to obtain the most homogeneous properties of the sheet or strip possible.
  • T-End [° C] 1100 ° C - 450 ° C / weight% x C (weight%) - 350 ° C / weight% x Si (weight%) + 350 ° C / weight% x AI (% by weight) + 6500 ° C /% by weight x Nb (% by weight) + 900 ° C /% by weight x Ti (% by weight) + 750 ° C /% by weight x V (% by weight)
  • This pancake structure is achieved through targeted precipitations of, for example, Nb (C, N) at the intersection of dislocations and grain boundaries, with the grain growth perpendicular to the rolling direction being severely hindered.
  • the cooling from the rolling heat takes place according to the invention to a temperature between 100 ° C. above the martensite start temperature (Ms) and 200 ° C. below the martensite finish temperature (Mf) at a cooling rate of 0.1 ° C./min to 50 ° C./min.
  • the strip or sheet that has already cooled down can also be austenitized again beforehand and then cooled accordingly.
  • the latent heat generated during the phase transition through the conversion of austenite into bainite is sufficient, a bainite content of at least 50% by volume, advantageously at least 75% by volume in To create a structure without the need for additional isothermal post-heat treatment. Time-consuming and costly post-heat treatments are therefore not absolutely necessary to achieve the properties according to the invention, but can of course be carried out to meet special requirements.
  • FIG. 3 shows the generation of latent heat during the phase transition using the test melts A and D according to Table 1.
  • the heat of conversion during the phase transition is therefore targeted exploited to adjust the desired microstructure.
  • the start of the martensitic transformation leads to the release of latent heat; this slows down the cooling process and favors the conversion of austenite into bainitic ferrite or the desired structure.
  • this controlled cooling is set in a targeted manner by adapting the composition in order to achieve the desired mechanical-technological properties
  • isothermal holding of the strip or sheet at a temperature between 100 ° C above the martensite start temperature (Ms) and 200 ° C below the martensite finish temperature (Mf) can be advantageous if, for example, a high uniform elongation Ag of over 6.5% of the product is required.
  • the martensite start temperature (Ms) according to formula (2) and the martensite finish temperature (Mf) according to formula (3) can be calculated as follows:
  • the resulting structure consists of carbide-free bainite and retained austenite with a proportion of at least 75 volume% bainitic ferrite, at least 10 volume% retained austenite and up to a maximum of 10 volume%, advantageously a maximum of 5 volume% martensite (or martensite phase and / or decomposed austenite).
  • the maximum carbon content C of the steel melt in% by weight is set at 0.70, preferably 0.50 and particularly preferably 0.40.
  • the other alloy components advantageously have the following contents in% by weight:
  • 0.25-3.00 Si preferably 0.50 to 2.50 and / or 0.05-2.00 Al, preferably 0.10 to 1.00 and / or 0.25-3.00 Mn, preferably 0.5 to 3.00 and / or 0.05-2.50 Cr, preferably 0.10 to 2.00 and / or 0.001-0.015 N, preferably 0.002 to 0.0125
  • the kinetics of ferrite formation can also be decisively controlled, so that the formation of coarse polygonal ferrite grains, which can negatively affect the material properties, is effectively avoided.
  • the interplay of aluminum and chrome is decisive here. While aluminum accelerates the ferritic and bainitic transformation, adding chromium delays the ferritic transformation (see also Figure 4). The kinetics of both ferrite and bainite formation can be controlled through a targeted combination of these two elements.
  • manganese (Mn) can also advantageously be replaced or exchanged by molybdenum (Mo) according to formula (4):
  • Mo-Gehalterforderiich (wt%): 5 x Mn (wt%) + Mo content vorha ligand (wt%)> 7.5
  • the nitrogen content does not exceed the specified upper limit of 0.025% by weight, better 0.015% by weight, or optimally 0.0125% by weight, by the number and to minimize the size of harmful aluminum nitrides as primary precipitates in steel, whereby the condition AI c N ⁇ 5 c 10 3 (% by weight) must also be met.
  • a minimum nitrogen content of 0.001% by weight, optimally 0.002% by weight is required in order to enable the formation of niobium, vanadium or titanium carbonitride, which is necessary for increasing toughness through grain refinement.
  • a ratio of uniform elongation Ag to elongation at break A5 of at least 30% has proven to be advantageous in order to be able to meet the special requirements placed on a safety steel. It is also advantageous if a product of tensile strength Rm and elongation at break A5 of at least 12500 MPa x% is maintained.
  • wear parts such as excavator shovels or linings for blasting chambers or as parts for armor, is particularly advantageous.
  • Table 1 Chemical compositions of the alloys examined in% by weight
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • steels that are usually referred to by the term TRIP are steels that have a very high strength and high ductility at the same time, which makes them particularly suitable for cold forming. These properties are obtained thanks to their special microscopic structure, whereby the deformation-induced martensite formation and the associated hardening are inhibited and the ductility is increased.
  • the effect of the TRIP effect is optimal with a residual austenite content of around 10 to 20% by volume in the structure.
  • the minimum content should not be less than 0.10% by weight. Such a minimum content of carbon is also advantageous because it leads to a sufficiently low martensite start temperature and thus the setting of a very fine microstructure. With a view to good weldability, the carbon content should not exceed 0.80% by weight. Maximum carbon contents of 0.70, preferably 0.50% by weight have proven to be favorable, with optimum properties being achieved when the carbon content is between 0.10 and 0.40% by weight. The minimum carbon content should be at least 0.10, better 0.15, preferably 0.20 and particularly preferably at least 0.25% by weight.
  • the essential element for achieving the required material properties after continuous cooling is aluminum, which dramatically accelerates the transformation kinetics.
  • the aluminum content should be at least 0.05% by weight, but not more than 3.00% by weight, since otherwise coarse polygonal ferrite grains can arise, which again worsen the mechanical properties.
  • the bainitic transformation becomes too slow and less relevant to the process Conditions are not sufficiently advanced, so that martensite is increasingly formed, which has an unfavorable effect on elongation at break and impact energy.
  • silicon can be added in contents of 0.25 to 4.00% by weight. Good material properties are achieved with aluminum contents between 0.05 and 2.00% by weight and optimally between 0.10 and 1.00% by weight. Corresponding silicon contents are 0.25 to 3.00% by weight or between 0.50 and 2.50% by weight.
  • chromium of at least 0.05 to 3.00% by weight
  • the ferritic transformation can be deliberately delayed and the kinetics of both ferrite and bainite formation can be adjusted through a combination with aluminum.
  • Advantageous chromium contents are 0.05 to 2.50% by weight or between 0.10 and 2.00% by weight.
  • Manganese The addition of manganese in the range from 0.25 to 4.00% by weight results from a compromise between strength, which can be achieved with higher additions, and sufficient toughness, which is achieved with lower contents, depending on the respective requirements on the steel alloy can be achieved. With regard to a very good or optimal combination of properties, the manganese content should be between 0.25 and 3.00% by weight or between 0.50 and 3.00% by weight.
  • a niobium content of 0.005 to 0.50% by weight should be set to ensure the formation of Nb (C, N).
  • the resulting grain refinement contributes to a significant improvement in the toughness properties.
  • a nitrogen content of 0.001 to 0.025% by weight is recommended for the formation of Nb (N), since NbN is more stable than NbC and thus leads to an increased contribution to grain refinement.
  • Advantageous niobium contents are 0.001 to 0.10 or 0.001 to 0.05% by weight, with advantageous nitrogen contents of 0.001 to 0.015 or 0.002 to 0.0125% by weight.
  • micro-alloy elements based on vanadium can be used up to 0.20% by weight and / or titanium up to 0.10% by weight. A total content for Nb, Ti, V of max. 0.75% by weight should be observed.
  • z. B. molybdenum (up to 2.00% by weight), nickel (up to 5.00% by weight), cobalt (up to 2.00% by weight) or tungsten (up to 1.50% by weight) can be added as mixed crystal hardeners.
  • a minimum content of 0.005% by weight and a total content of a maximum of 5.50% by weight should be observed. In order to be able to utilize the effect of these alloying elements, a minimum content of 0.01% by weight should be observed.
  • Rare earths and reactive elements The optional addition of rare earths and reactive elements such as Ce, Hf, La, Re, Sc and / or Y can be used to set a specific lamella spacing and thus to further increase strength and toughness in total contents of 0, 0020 up to 1% by weight.
  • the microstructure of the steel according to the invention consists of bainitic ferrite and retained austenite lamellae. It can have proportions of up to 10% by volume of martensite, advantageously up to 5% by volume (or martensite / austenite phase and / or disintegrated austenite).
  • the two most important parameters of the structure which significantly influence the mechanical properties of the steel, are the distance between the retained austenite lamellae in the bainitic ferrite and the proportion of retained austenite. It has been shown that the strength becomes higher, the smaller the lamella spacing and the greater the elongation at break of the material, the higher the proportion of retained austenite.
  • the average lamella spacing should be less than 750 nm, advantageously less than 500 nm.
  • a residual austenite content of at least 10% and a Martensite content of at most 10% by volume, preferably of at most 5% by volume, are present.
  • the average former austenite grain size should not exceed a value of 100 ⁇ m.
  • the microstructure is very fine, the structural components can hardly be distinguished by light microscopy, so that a combination of electron microscopy and X-ray diffraction can then be used on a case-by-case basis.
  • the structural components can be differentiated using scanning electron microscopy. In this way, an average lamella spacing of about 300 nm was determined.
  • Figures 7 to 12 show the results for calculating the mechanical parameters for tensile strength (Rm), elongation at break (A5), uniform elongation (Ag) and the retained austenite content (% by weight), as well as the ratio of uniform elongation (Ag) to elongation at break ( A5) and the product of tensile strength (Rm) x elongation at break (A5) according to the Hollomon-Jaffe parameter.
  • the Hollomon-Jaffe parameter log (i)) describes the effect of tempering or heat treatment of steel. It is a function of the tempering duration t and the tempering temperature T. The temperature T in Kelvin and the time t in hours are included in this non-unitary formula. C is a material-dependent constant. Different combinations of duration and temperature of the heat treatment can result in identical Hollomon-Jaffe parameters; the initial effect is then also comparable.
  • FIG. 7 shows the tensile strength as a function of the Hollomon-Jaffe parameter
  • FIG. 8 shows the elongation at break as a function of the Hollomon-Jaffe parameter
  • FIG. 9 the uniform elongation as a function of the Hollomon-Jaffe parameter.
  • FIG. 10 the residual austenite content as a function of the Hollomon-Jaffe parameter.
  • FIG. 11 the ratio of uniform elongation to elongation at break depending on the Hollomon-Jaffe parameter Dependence of the Hollomon-Jaffe parameter
  • FIGS. 7 to 10 an approximation function curve with a wider line width and, in relation to this, upper and lower deviations with further approximation function curves with a narrower line width are shown in relation to measured values for the melts A to F according to the invention.
  • FIGS. 11 and 12 also each show an approximation function curve with a dashed curve in relation to measured values for the melts A to F according to the invention. Dashed lines are also shown for the ratio of uniform elongation Ag to elongation at break A5 of 25% and 30% and for the product of tensile strength Rm and elongation at break A5 of 2,000 MPa% and 12,500 MPa%.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit (Rm) von 1000 MPa, vorzugsweise 1075 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 von insgesamt bis zu 5,5 Gewichts-% 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 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. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Stahlband oder Stahlblech aus diesem Stahl sowie eine vorteilhafte Verwendung hierfür.

Description

Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen Stahl sowie ein Stahlband oder Stahlblech hieraus
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, vorzugsweise 1075 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 Trag Strukturen 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 Figur 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 2014/040585 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 2009/075494 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 Gew.-% 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 102012 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.
Auch ist aus der europäischen Offenlegungsschrift EP 0997548 A1 bereits ein gewalztes Warmband aus einem hochfesten Stahl mit exzellenten Umformeigenschaften bekannt. Der Stahl umfasst die folgende chemische Zusammensetzung: C: 0,05 bis 0,15 %; Si: 0,5 bis 2,0 %; Mn: 0,5 bis 2,0 %; AI: 0,005 bis weniger als 0,10 %; P: 0,05 % oder weniger; S: 0,010 % oder weniger; Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. In den Ausführungsbeispielen ist für diesen Stahl ein Al-Gehalt von 0,035 % angegeben und eine Zugfestigkeit im Bereich von 591 bis 853 N/mm2. Das Gefüge des Stahls weist 60 bis 95 Volumen-% Ferrit, 3 bis 15 Volumen-% Restaustenit und 4,5 bis 22,5 Volumen-% Bainit auf.
Des Weiteren ist aus der europäischen Offenlegungsschrift EP 1 512 760 A2 hochfestes Stahlband mit hervorragender Verarbeitbarkeit bekannt. Das Gefüge des Stahls weist 0 bis 60 Volumen-% Ferrit, 5 bis 40 Volumen-% Restaustenit und 20 bis 90 Volumen-% angelassenen Martensit oder angelassenen Bainit auf. Die chemische
Zusammensetzung des Stahls ist wie folgt: C: 0,10 bis 0,60 %, Si: gleich oder weniger als 1,0 %, Mn: 1,0 bis 3,0 %; AI: 0,03 bis 2,0 %, P: 0,02 % oder weniger, S: 0,03 % oder weniger, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Die Zugfestigkeit des Stahls wird mit 750 bis 1050 MPa angegeben. Ferner betrifft die europäische Offenlegungsschrift EP 2 759614 A1 bereits ein Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachproduktes mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge mittels einer Zwei-Rollen-Gießvorrichtung. Das feinkristalline Gefüge soll Korngrößen im Bereich von 10 bis 10.000 nm aufweisen. Auch soll die Stahlschmelze mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s bis unterhalb der Glasübergangstemperatur abgekühlt werden.
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, vorzugsweise 1075 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 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-%, optional eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W oder Zr von insgesamt bis zu 5,5 Gewichts-% 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.
Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung werden als niedriglegierte Stähle Stähle verstanden, bei denen die Summe der Legierungselemente einen Gehalt von 10 % der Masse, vorzugsweise 7,5 % der Masse, nicht überschreitet. Auch zeichnet sich das erfindungsgemäße Gefüge durch einen Volumenanteil von Bainit beziehungsweise bainitischem Ferrit von größer als 50 Volumen-% aus. Der vorliegenden Erfindung wird das Verständnis zu Grunde gelegt, dass sich der beanspruchte bainitische Ferrit von reinem Ferrit abgrenzt. Die Entstehung von Ferrit und bainitischem Ferrit sind auf unterschiedliche Vorgänge im Gefüge zurückzuführen. In beiden Gefügebestandteilen sind gleiche kristallographische Gitterstrukturen hinterlegt, jedoch weichen die Entstehungsmechanismen und - temperaturen so stark ab, dass beide lehrbuchmäßig getrennt werden (siehe beispielsweise Bainite in Steels Harshad Bhadeshia, ISBN: 9781909662742). Ferrit entsteht in der Regel bei höheren Temperaturen von beispielsweise etwa 800 °C und in Verbindung mit einer diffusiven Umwandlung mit einer langreichweitigen Umwandlung von Kohlenstoff hin zum Austenit und ist damit auch relativ langsam. Diese Form der Phasenumwandlung bedingt, dass der Ferrit versetzungsarm ist. Auf der anderen Seite entsteht bainitischer Ferrit bei deutlich niedrigeren Temperaturen von beispielsweise etwa 300 °C und tendenziell nach einer displaziven Umwandlung. Eine diffusionskontrollierte Umwandlung wird weitestgehend unterdrückt. Die displazive Umwandlung zwingt dem Umwandlungsprodukt (dem bainitischen Ferrit) eine hohe Versetzungsdichte auf, damit der Kristall die aufgezwungene makroskopische Form beibehalten kann. Die Umverteilung zum Austenit erfolgt über deutlich geringere Strecken als im Fall des Ferrits. Dieser Gefügebestandteil (bainitischer Ferrit) wird sich in der vorliegenden Entwicklung zu Nutze gemacht durch eine gezielte Prozessierung.
Zur Stabilisierung des Restaustenits sollte die Zementitbildung unterdrückt werden. Dies wird vorteilhaft durch eine gezielte Legierung mit Si und AI erreicht, da beide Elemente eine sehr geringe Löslichkeit in Zementit haben. Optional ist daher vorgesehen, dass die folgende Bedingung eingehalten wird: Si + AI > 4 c 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: AI c N < 5 c 103. In Figur 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 und 1100 °C, vorteilhaft zwischen 600 und 1000 °C, vorteilhafter zwischen 700 und 1000 °C und besonders vorteilhaft zwischen 850 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 einerweiteren 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-End-Temperatur 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.
Formel (1):
T-End[°C]= 1100°C - 450°C/Gewichts-% x C(Gewichts-%) - 350°C/Gewichts-% x Si(Gewichts-%) + 350°C/Gewichts-% x AI(Gewichts-%) + 6500°C/Gewichts-% x Nb(Gewichts-%) + 900°C/Gewichts-% x Ti(Gewichts-%) + 750°C/Gewichts-% x V(Gewichts-%)
Als vorteilhafte Bereiche für die Endwalztemperaturen haben sich 600 bis 1100 °C oder 600 bis 1000 °C vorteilhafter zwischen 700 und 1000 °C und besonders vorteilhaft zwischen 850 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 Figur 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:
Formel (2):
Ms[°C] = 525°C - 350°C/Gewichts-% x C(Gewichts-%) - 45°C/Gewichts-% x Mn(Gewichts-%) - 5°C/Gewichts-% x Si(Gewichts-%) - 30°C/Gewichts-% x Cr(Gewichts-%) - 16°C/Gewichts-% x Mo(Gewichts-%)
Formel (3):
Mf[°C] = Ms - 100°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 0,10 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. Figur 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 Figur 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:
Formel (4):
Mo-Gehalterforderiich (Gewichts-%): 5 x Mn (Gewichts-%) + Mo-Gehaltvorhanden (Gewichts- %) > 7,5
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 AI c N < 5 c 103 (Gewichts-%) erfüllt werden muss. Andererseits ist ein Mindestgehalt an Stickstoff von 0,001 Gewichts-%, optimal 0,002 Gewichts-%, 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, vorzugsweise 1075 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 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 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 von insgesamt bis zu 5,5 Gewichts-% 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 30 % 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 Figur 5 für die Schmelze A nach Tabelle 1 dargestellt.
In der nachfolgenden Tabelle 1 sind die untersuchten Stahllegierungen aufgeführt.
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzungen der untersuchten Legierungen in Gewichts-%
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 Figur 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 optimal zwischen 0,10 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 zulegiert 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, vorzugsweise 1075 MPa, 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 pm 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 Figuren 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 log(i)) 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
Figur 7 die Zugfestigkeit in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Figur 8 die Bruchdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Figur 9 die Gleichmaßdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Figur 10 der Restaustenitanteil in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Figur 11 das Verhältnis aus Gleichmaß- zur Bruchdehnung in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Figur 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.
In den Figuren 7 bis 10 sind in Bezug auf Messwerte zu den erfindungsgemäßen Schmelzen A bis F jeweils eine Näherungsfunktionskurve mit einer breiteren Strichstärke und hierzu obere und untere Abweichungen mit weiteren Näherungsfunktionskurven mit einer schmaleren Strichstärke eingezeichnet. Die Figuren 11 und 12 zeigen auch in Bezug auf Messwerte zu den erfindungsgemäßen Schmelzen A bis F jeweils eine Näherungsfunktionskurve mit einem gestrichelten Verlauf. Auch sind gestrichelte Linien für das Verhältnis von Gleichmaßdehnung Ag zur Bruchdehnung A5 von 25 % und 30 % sowie von dem Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A5 von 2.000 MPa % und 12.500 MPa % eingezeichnet.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern mit einer Dicke von mindestens 3 mm und einer Mindestzugfestigkeit (Rm) von 1000 MPa, vorzugsweise 1075 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 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-%, optional eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W oder Zr von insgesamt bis zu 5,5 Gewichts-% 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 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.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Endwalztemperaturen zwischen 600 und 1100 °C, vorteilhaft zwischen 600 und 1000 °C, vorteilhafter zwischen 700 und 1000 °C und besonders vorteilhaft zwischen 850 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-% x C(Gewichts-%) - 350°C/Gewichts-% x Si(Gewichts-%) + 350°C/Gewichts-% x AI(Gewichts-%) + 6500°C/Gewichts-% x Nb(Gewichts-%) + 900°C/Gewichts-% x Ti(Gewichts-%) + 750°C/Gewichts-% x 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 derZementitbildung folgende Bedingung eingehalten wird (Gewichts-%): Si + AI > 4 c 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-%): AI c N < 5 c 103.
7. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Martensitstarttemperatur (Ms) nach folgender Formel (2):
Ms[°C] = 525°C - 350°C/Gewichts-% x C(Gewichts-%) - 45°C/Gewichts-% x Mn(Gewichts-%) - 5°C/Gewichts-% x Si(Gewichts-%) - 30°C/Gewichts-% x Cr(Gewichts-%) - 16°C/Gewichts-% x Mo(Gewichts-%) und die Martensitfinishtemperatur (Mf) nach folgender Formel (3) berechnet werden: Mf[°C] = Ms - 100°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 bis 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 bis 2,00 AI, vorteilhaft 0,10 bis 1 ,00 AI.
12. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Gehalte in Gewichts-% aufweist:
0,25 bis 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 bis 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 bis 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 bainitischem 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, vorzugsweise 1075 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-% aus 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 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 von insgesamt bis zu 5,5 Gewichts-% 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 (Ag) zur Bruchdehnung (A5) von mindestens 30 %.
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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