WO2017211952A1 - Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl Download PDF

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Thomas Dr. Evertz
Martin Schubert
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Salzgitter Flachstahl Gmbh
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a cold-rolled steel strip from a high-strength, manganese-containing steel.
  • Under steel strip are understood in particular steel bands but also steel sheets below. typical
  • Tensile strengths Rm are about 800 MPa to 2000 MPa for these steels.
  • the elongations at break A80 have values of about 3% to 40%.
  • European Patent Application EP 2 383 353 A2 discloses a high-strength manganese-containing steel, a steel strip made from this steel and a method for producing this steel strip.
  • the steel consists of the elements (contents in% by weight and based on the molten steel): C: up to 0.5; Mn: 4 to 12.0; Si: up to 1, 0; AI: up to 3.0; Cr: 0.1 to 4.0; Cu: up to 4.0; Ni: up to 2.0; N: up to 0.05; P: up to 0.05; S: up to 0.01 and balance iron and unavoidable
  • Impurities optionally, one or several elements from the group "V, Nb, Ti" are provided, the sum of the contents of these elements being at most equal to 0.5
  • the steel should be characterized in that it is cheaper to produce than high manganese steels and at the same time high Elongation at break and associated therewith has a significantly improved formability.
  • a method for producing a steel strip from the above-described high-strength manganese-containing steel comprises the following steps:
  • Thin slab is separated as a starting material for the hot rolling or is cast into a cast strip, which is fed as a starting product to the hot rolling,
  • this steel may have a metastable austenite with the capability of stress-induced martensite formation (TRIP effect).
  • Hot-rolled strip has TRIP properties in addition to a high tensile strength.
  • German Offenlegungsschrift DE 197 27 759 A1 discloses a deep-drawable, ultra-high-strength austenitic lightweight structural steel with a tensile strength of up to 1100 MPa, which likewise has TRIP and TWIP properties.
  • the German patent application DE 10 2012 1 1 1 959 A1 describes a high-manganese steel material with TRIP and TWIP properties, which by cold forming below room temperature, preferably in the range of + 25 ° C to -200 ° C, an increase in hardness and formability experiences.
  • TRIP ultra-high-strength austenitic lightweight structural steel with a tensile strength of up to 1100 MPa
  • 2012/0059196 A1 discloses a method for producing hot strip with a horizontal strip casting plant.
  • the hot strip consists of the main components Fe, Mn, Si and Al, has TRIP and / or TWIP properties and is suitable for deep drawing.
  • the patent US 6,358,338 B1 also relates to a method for
  • German published patent application DE 10 2012 013 1 13 A1 describes TRIP steels which have a predominantly ferritic basic structure with retained austenite intercalated. Because of its high work hardening, TRIP steel achieves high levels of uniform elongation and tensile strength.
  • a disadvantage of these manganese-containing steels with TRIP effect is that in the production of a cold-rolled steel strip, the achievable degree of deformation is limited because of the high work hardening of the material during cold rolling and the associated high load on the rolling stands.
  • the present invention based on the object to provide a method for producing a cold rolled steel strip of a high-strength manganese steel with TRIP properties, with which the cold rolling can be designed to a required final thickness more economical and ecological.
  • a production route from the melting of the steel to the cold rolled steel strip to the required final thickness shall be indicated.
  • This object is achieved by a method for producing a steel strip having the features of claim 1.
  • Advantageous embodiments of the invention are specified in the respective subclaims.
  • N max. 0.1, in particular ⁇ 0.05
  • high-strength steels are understood as steels having a tensile strength of 800 MPa to 2000 MPa.
  • the reason for the strong strain hardening of these high-strength manganese-containing steels with a TRIP effect is the proportion of retained austenite present in the microstructure in addition to martensite and / or ferrite and / or bainite and / or perlite.
  • This retained austenite can convert into martensite at appropriate ambient temperatures (TRIP effect, both ⁇ and ⁇ ' -Martensit), wherein at room temperature to about 50 ° C always takes a significant amount of martensite formation by the TRIP effect.
  • TRIP effect ambient temperatures
  • the cold-rolled strip then has a high strength and a low Resumability.
  • TWIP effect Deformation twins
  • cold rolling is commonly associated with cold rolling
  • cold rolling is also used for elevated temperature cold rolling, which is significantly below the AC1 transformation temperature associated with microstructure transformation, unlike hot rolling in cold rolling according to the invention preferably below a homologous temperature, at which just no creeping processes occur in the steel sheet In the single figure 1 shown in the appendix, the influence of the
  • Forming temperature during rolling on the solidification behavior of the material based on the characteristics of tensile tests. Compared to forming at room temperature of 20 ° C, significantly higher elongation values are achieved at forming temperatures of 100 ° C or 200 ° C with a significantly lower increase in tensile strength.
  • a hot strip or a pre-strip to a temperature of above 50 ° C to 400 ° C preferably from 70 ° C to 250 ° C
  • heated or a hot strip or a pre-strip a temperature of above 50 ° C to 400 ° preferably from 70 ° C to 250 ° C
  • already having and then cold rolled to the required final thickness at a temperature before the first pass of above 50 ° C to 400 ° preferably from 70 ° C to 250 ° C.
  • the previous process step may mean reheating, continuous or discontinuous processing utilizing the existing heat in the hot strip or pre-strip, in particular a hot rolling process, or maintaining the temperature in an oven.
  • reheating continuous or discontinuous processing utilizing the existing heat in the hot strip or pre-strip, in particular a hot rolling process, or maintaining the temperature in an oven.
  • a cooling of the strip for example by compressed air or other liquid or gaseous media, take place.
  • the steel strip also has a considerable amount after rolling
  • strain twins results in improved behavior in subsequent reformations against hydrogen induced delayed cracking and hydrogen embrittlement as compared to cold rolling without prior heating with optional annealing process.
  • the steel used for the process according to the invention has a multiphase microstructure consisting of ferrite and / or martensite and / or bainite and / or perlite and retained austenite / austenite.
  • the content of retained austenite / austenite may be 5% to 80%.
  • the retained austenite austenite can partially or completely convert to martensite when mechanical stress is applied due to the TRIP effect.
  • the invention of the underlying alloy has corresponding
  • Dislocation density induced strong solidification (analogous to strain hardening) at room temperature, the steel achieves very high values of elongation at break, in particular of uniform elongation, and tensile strength.
  • this property is achieved by the existing retained austenite only at manganese contents of about 3% by weight.
  • high-strength steel strip which can be provided with a metallic or non-metallic coating, for example based on zinc.
  • a metallic or non-metallic coating for example based on zinc.
  • the steel has a tensile strength Rm of> 800 to 2000 MPa and an elongation at break A80 of 3 to 40%, preferably of> 8 to 40%.
  • the steel has the following alloy composition in% by weight:
  • Al 0.1 to 5, in particular> 0.5 to 3
  • Si 0.05 to 3, in particular> 0.1 to 1.5
  • Nb 0.005 to 0.4, especially 0.01 to 0.1
  • Ta 0.005 to 0.3, especially 0.01 to 0.1
  • Te 0.005 to 0.3, especially 0.01 to 0.1
  • V 0.005 to 0.6, especially 0.01 to 0.3
  • Ca: 0.005 to 0.1 alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect and interaction generally depends strongly on the amount, the presence of other alloying elements and the dissolution state in the material.
  • Connections are versatile and complex.
  • the effect of the alloying elements in the alloy according to the invention will be discussed in more detail.
  • the positive effects of the alloying elements used according to the invention are described below:
  • Carbon C Is required for the formation of carbides, stabilizes the austenite and increases the strength. Higher contents of C deteriorate the welding properties and lead to the deterioration of the elongation and toughness properties, therefore, a maximum content of 0.9% by weight is set.
  • the minimum salary is set at 0.0005% by weight.
  • a content of 0.05 to 0.42% by weight is preferred, since in this range the ratio of retained austenite to other phase fractions can be set particularly advantageously.
  • Manganese Mn Stabilizes austenite, increases strength and toughness, and allows for strain-induced martensite and / or twin formation in the alloy of the present invention. Contents ⁇ 3% by weight are insufficient to stabilize the austenite and thus worsen the elongation properties, while at levels above 12% by weight the austenite is excessively stabilized and thereby the strength properties, in particular the yield strength, are reduced.
  • a range of more than 5 to ⁇ 10% by weight is preferred, since in this range the Ratio of the phase components to each other and the conversion mechanisms during rolling to final thickness can be favorably influenced.
  • Aluminum AI Improves the strength and elongation properties, lowers the specific gravity and influences the conversion behavior of the
  • an Al content of 0.1 to 5% by weight is preferred in order to increase the strength while maintaining good elongation.
  • contents of> 0.5 to 3% by weight allow a particularly high strength and elongation at break.
  • Silicon Si hinders carbon diffusion, reduces specific gravity and increases strength and elongation and toughness properties. Contents of more than 6% by weight prevent further processing by cold rolling due to embrittlement of the material. Therefore, a maximum content of 6% by weight is set. Optionally, a content of 0.05 to 3% by weight is determined, since contents in this range have the forming properties positive
  • Chromium Cr Improves strength and reduces corrosion rate, retards ferrite and pearlite formation and forms carbides.
  • the maximum content is set at 6% by weight because higher contents result in deterioration in elongation properties and significantly higher costs.
  • Manganese steel with average manganese content has a Cr content of 0.1 to 4
  • % By weight preferred to reduce the precipitation of coarse Cr carbides.
  • contents of> 0.5 to 2.5% by weight have proven to be advantageous for the stabilization of austenite and the precipitation of fine Cr carbides.
  • the total content of Al + Si + Cr should be more than 1.2% by weight.
  • Molybdenum Mo acts as a carbide former, increases strength and increases Resistance to delayed cracking and hydrogen embrittlement. Contents of Mo exceeding 3% by weight deteriorate the elongation properties, therefore, a maximum content of 3% by weight is set.
  • a Mo content of 0.005 to 1.5% by weight is preferable in order to avoid the precipitation of large Mo carbides.
  • contents of 0.01 to 0.6% by weight cause the excretion of desired Mo carbides with simultaneously reduced alloying costs.
  • Phosphorus P is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness by solid solution strengthening and improves hardenability. However, it is usually tried to
  • Sulfur S Like phosphorus, it is bound as a trace element in iron ore. It is generally undesirable in steel as it tends to segregate and has a strong embrittlement, resulting in elongation and toughness properties
  • the sulfur content is limited to a maximum of 0.1% by weight.
  • Particularly advantageous is the limitation to ⁇ 0.2% by weight to the
  • Nitrogen N Is also an accompanying element of steelmaking. In the dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels containing more than 4% by weight of manganese-containing Mn. Low Mn-alloyed steels with ⁇ 4% by weight Mn containing free nitrogen tend to be strong
  • the nitrogen diffuses at low temperatures at dislocations and blocks them. He thus causes a strength increase associated with a rapid loss of toughness. Curing of the nitrogen in the form of nitrides is possible, for example, by alloying aluminum, vanadium, niobium or titanium. For the aforementioned reasons, the nitrogen content is limited to a maximum of 0.1% by weight, with contents of ⁇ 0.05% by weight being preferred in order largely to avoid the formation of AIN.
  • Microalloying elements are usually added only in very small amounts ( ⁇ 0.1% by weight per element). They work in contrast to the
  • Typical micro-alloying elements are vanadium, niobium and titanium. These elements can be dissolved in the iron grid and form carbides, nitrides and carbonitrides with carbon and nitrogen.
  • Vanadium V and niobium Nb These have a grain-refining effect, in particular due to the formation of carbides, which at the same time strength, toughness and
  • V 0.6 (V) or 0.4 (Nb)% by weight
  • the contents of V can continue to be 0.01
  • Weight% to 0.3% by weight and the contents of Nb be limited to 0.01 to 0.1% by weight.
  • Tantalum Ta Like niobium, tantalum acts as a carbide-forming agent, enhancing its strength, toughness and elongation properties. Contents of more than 0.5% by weight cause no further improvement in the properties. Therefore, a maximum content of 0.5% by weight is optionally set. Preference is given to a minimum content of 0.005% by weight and a maximum content of 0.3% by weight, in which the grain refining can be advantageously effected. To improve the economy and optimize the grain refining is In particular, a content of from 0.01% by weight to 0.1% by weight is desired.
  • Titanium Ti As a carbide former, it refines grain, improving its strength, toughness, and elongation properties while reducing intergranular corrosion. Contents of Ti more than 1.5% by weight deteriorate the elongation properties, therefore, a maximum content of Ti of 1.5% by weight is determined. Optionally, a minimum content of 0.005 and a maximum content of 0.6% by weight is determined, in which Ti is advantageously eliminated. A minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.3 is preferred
  • Weight% provided, which ensures optimum precipitation behavior at low alloying costs.
  • Tin Sn Tin increases the strength but, like copper, accumulates at higher temperatures below the scale and grain boundaries. It leads by penetration into the grain boundaries to the formation of low-melting phases and associated with cracks in the structure and solder brittleness, which is why optionally a maximum content of ⁇ 0.5% by weight is provided. For reasons mentioned above, contents of ⁇ 0.2% by weight are preferably set. In particular, to avoid low-melting phases and cracks in the structure, contents of ⁇ 0.05% by weight are preferred.
  • Copper Cu Reduces the corrosion rate and increases strength. Contents of more than 3% by weight deteriorate the manufacturability by forming low-melting phases during casting and hot rolling, therefore a maximum content of 3
  • Weight% is set.
  • a maximum content of ⁇ 0.5% by weight is provided, in which the occurrence of cracks during casting and hot rolling can be advantageously prevented.
  • Cu contents of ⁇ 0.1% by weight have proven particularly advantageous for avoiding low-melting phases and for preventing cracks.
  • Tungsten W acts as a carbide former and increases strength and heat resistance. Contents of W of more than 5% by weight deteriorate the elongation properties, and therefore a maximum content of 5% by weight is set. Optionally, a maximum content of 3% by weight and a minimum content of 0.01% by weight determined in which advantageously takes place the precipitation of carbides.
  • a minimum content of 0.2% by weight and a maximum content of 1.5% by weight are preferred, which enables optimum precipitation behavior at low alloying costs.
  • Cobalt Co Increases the strength of the steel, stabilizes the austenite and improves the heat resistance. Contents of over 8% by weight worsen the
  • Strength properties favorably influences austenite stability.
  • Zirconium Zr acts as a carbide former and improves strength. Contents of Zr exceeding 0.5% by weight deteriorate the elongation properties, and therefore a maximum content of 0.5% by weight is set.
  • a maximum content of 0.5% by weight is set.
  • a minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.2% by weight are provided, which advantageously allow optimal carbide precipitation at low alloying costs.
  • Boron B Delays the austenite transformation, improves the hot working properties of steels and increases the strength at room temperature. It unfolds its effect even at very low alloy contents. Contents above 0.15% by weight greatly deteriorate the elongation and toughness properties, therefore, the maximum content is set to 0.15% by weight.
  • a minimum content of 0.001% by weight and a maximum content of 0.08% by weight is determined, in which the strength-increasing effect of boron is advantageously used.
  • a minimum content of 0.002% by weight and a maximum content of 0.01% by weight which is an optimal use for increasing the strength at
  • Tellurium Te Improves corrosion resistance and mechanical Properties as well as the machinability. Furthermore, Te increases the strength of MnS, which is less elongated in the rolling direction during hot and cold rolling. Contents above 0.5% by weight deteriorate the elongation and toughness properties, and therefore a maximum content of 0.5% by weight is determined. Optionally, a minimum content of 0.005% by weight and a
  • a minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.1% by weight are preferred, which allow an optimization of the mechanical properties while reducing the alloying costs.
  • Calcium Ca Used to modify non-metallic oxide inclusions, which could otherwise lead to unwanted alloy failure due to inclusions in the microstructure, which act as stress concentration sites and weaken the metal composite. Furthermore, Ca improves the homogeneity of the alloy according to the invention. In order to develop a corresponding effect, a minimum content of 0.0005% by weight is optionally necessary. Contents above 0.1% by weight bring no further advantage in the inclusion modification, deteriorate the manufacturability and should be avoided due to the high vapor pressure of Ca in molten steel. Therefore, a maximum content of 0.1% by weight is provided.
  • a production route according to the invention from the melting of the steel to the finished steel strip with a required final thickness of less than 10 mm, preferably less than 4 mm, of a high-strength manganese-containing steel comprises the steps:
  • N max. 0.1, in particular ⁇ 0.05
  • Annealing temperature 580 ° C to 820 ° C
  • annealing time 1 minute to 48 hours
  • Annealing temperature 580 ° C to 820 ° C
  • annealing time 1 minute to 48 hours.
  • Typical thickness ranges for pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm.
  • the slab or thin slab is hot rolled to a hot strip having a thickness of 20 mm to 1, 5 mm or hot rolled near the endabunks close cast stock is hot rolled to a hot strip with a thickness of 8 mm to 1 mm.
  • Cold rolled steel strip produced according to the invention has a thickness of
  • Hot rolling is intended for reheating temperatures in the range of 720 ° C to 1200 ° C. If only a few rolling passes are required, the reheat temperature can be selected at the lower end of the range.
  • the hot strip may optionally be subjected to a heat treatment in the temperature range between 580 ° C and 820 ° C for 1 minute to 48 hours, with higher temperatures being associated with shorter treatment times and vice versa.
  • the annealing can be carried out both in a bell annealer (longer annealing times), as well as, for example, in a continuous annealing (shorter annealing times).
  • the optional annealing serves to reduce the strength and / or the increase of the
  • the cold rolling takes place according to the invention increased temperature of the hot strip with the aim to adjust the required thicknesses for the end application of> 0.15 mm to 10 mm of the steel strip.
  • a further annealing process can be carried out optionally coupled with a coating process and finally a skin-pass process with which the surface structure required for the end application is adjusted.
  • the steel strip is hot-dip or electrolytically galvanized or metallic, inorganic or organic coated.
  • a steel strip produced by the process according to the invention has a tensile strength Rm> 800 to 2000 MPa and an elongation at break A80 of 3 to 40%, preferably> 8 to 40%.
  • the cold-rolled steel strip produced according to the invention can then be processed, for example, as a sheet metal section, coil or sheet by cold forming at room temperature or by warm forging at temperatures of 60 ° C to below the AC3, preferably ⁇ 450 ° C to form a component, which due to the considerable Resumability on a Intermediate annealing can be dispensed with depending on the application.
  • the cold-rolled steel strip produced according to the invention can be processed into longitudinally or helically welded tubes, whereby here too, the considerable residual deformability of the steel strip can be dispensed with an intermediate annealing, depending on the application.
  • the tube may have an outer and / or inner metallic, organic or inorganic coating.
  • the tube produced in this way can then be further deformed, for example drawn or expanded, or shaped by means of hydroforming and further processed into a component.
  • Safety steels are used to protect vehicles and buildings against fire and impact, and have high hardness and toughness.
  • the alloys 1 to 4 contain the following elements
  • the steel strips produced from the abovementioned alloys 1 to 4 were cold-rolled for comparison, ie at room temperature and thus below 50 ° C., and also rolled according to the invention at 250 ° C.
  • the measured rolling forces are given below:
  • Cumulative rolling force is understood to mean adding up the rolling forces of the individual passes in order to obtain a comparable measure of the force required.
  • the rolling force was standardized to a bandwidth of 1000 mm.
  • the degree of deformation e is defined as the quotient of the change in thickness Ad of the steel strip examined by the initial thickness dO of the steel strip examined.
  • the rolling force reduction is the calculated reduction in rolling force at 250 ° C as compared with the cold rolling force.
  • the elongation characteristics stand for the elongation in the rolling direction.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,0005 bis 0,9; Mn: mehr als 3,0 bis 12; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): AI: bis 10; Si: bis 6; Cr: bis 6; Nb: bis 1,5; V: bis 1,5; Ti: bis 1,5; Mo: bis 3; Cu: bis 3; Sn: bis 0,5; W: bis 5; Co: bis 8; Zr: bis 0,5; Ta: bis 0,5; Te: bis 0,5; B: bis 0,15; P: max. 0,1, insbesondere < 0,04; S: max. 0,1, insbesondere < 0,02; N: max. 0,1, insbesondere < 0,05; Ca: bis 0,1. Um ein entsprechendes Verfahren zu verbessern, wird vorgeschlagen, dass das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C erfolgt.

Description

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES KALTGEWALZTEN STAHLBANDES MIT TRIP-EIGENSCHFTEN AUS EINEM HOCHFESTEN, MANGANHALTIGEN STAHL
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten, manganhaltigen Stahl. Unter Stahlband werden nachfolgend insbesondere Stahlbänder aber auch Stahlbleche verstanden. Typische
Zugfestigkeiten Rm liegen bei diesen Stählen bei etwa 800 MPa bis 2000 MPa. Die Bruchdehnungen A80 weisen Werte von etwa 3 % bis 40 % auf. Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein höherfester manganhaltiger Stahl, ein Stahlband aus diesem Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahlbandes bekannt. Der Stahl besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die Stahlschmelze): C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1 ,0; AI: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01 sowie Rest Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe„V, Nb, Ti" vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Der Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit verbunden eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus dem vorbeschriebenen höherfesten manganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte:
- Erschmelzen der vorbeschriebenen Stahlschmelze,
- Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder
Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird,
- Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1 150 bis 1000°C zu bringen,
- Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 bis 800°C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird,
- Haspeln des Warmbandes zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von < 700°C, optionales Glühen des Warmbandes und anschließendes Kaltwalzen auf eine Dicke von höchstens 60 % der Dicke des Warmbandes.
Dieser Stahl kann je nach Legierungslage einen metastabilen Austenit aufweisen mit der Fähigkeit zur spannungsinduzierten Martensitbildung (TRIP-Effekt).
Auch wird in der internationalen Patentanmeldung WO 2005/061 152 A1 ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, gut kalt tiefziehbaren Leichtbaustahl mit einem Mn-Gehalt von 9 bis 30 Gew.-%. beschrieben. Das
Warmband weist neben einer hohen Zugfestigkeit TRIP-Eigenschaften auf. Aus der deutschen Offenlegungsschrift DE 197 27 759 A1 ist ein gut tiefziehfähiger, ultrahochfester austenitischer Leichtbaustahl mit einer Zugfestigkeit bis 1 100 MPa bekannt, der ebenfalls TRIP- und TWIP-Eigenschaften aufweist. Die deutsche Offenlegungsschrift DE 10 2012 1 1 1 959 A1 beschreibt einen hochmanganhaltigen Stahlwerkstoff mit TRIP- und TWIP-Eigenschaften, welcher durch Kaltumformung unterhalb der Raumtemperatur, vorzugsweise im Bereich vom +25°C bis -200°C, eine Steigerung der Härte und Umformbarkeit erfährt. In der deutschen
Offenlegungsschrift DE 10 2009 030 324 A1 wird ein Hochmanganstahl mit geringer Neigung zur Wasserstoffversprödung sowie mit hohen Zugfestigkeiten bei gleichzeitig hohen Werten der Bruchdehnung beschrieben. Die Patentanmeldung US
2012/0059196 A1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von Warmband mit einer horizontalen Bandgießanlage. Das Warmband besteht aus den Hauptbestandteilen Fe, Mn, Si und AI, weist TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften auf und ist geeignet zum Tiefziehen. Auch das Patent US 6 358 338 B1 betrifft ein Verfahren zur
Herstellung eines Stahlbandes aus hochmanganhaltigem Stahl. Zur Erhöhung der Zugfestigkeit und Dehnbarkeit wird das Stahlband nach einem Kaltwalzen einer Rekristallisationsglühung unterworfen. In der Patentanmeldung US 2009/0074605 A1 wird ein hochmanganhaltiges Stahlband mit exzellentem Crash-Verhalten und mit hohen Zugfestigkeits- und Dehnungswerten erzeugt, indem das Stahlband nach dem Warmwalzen kaltgewalzt und anschließend bei 600°C geglüht wird.
Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 1 13 A1 TRIP- Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen. Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP- Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Nachteilig bei diesen manganhaltigen Stählen mit TRIP-Effekt ist, dass bei der Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes der erreichbare Umformgrad wegen der starken Kaltverfestigung des Werkstoffs beim Kaltwalzen und der damit verbundenen hohen Belastung der Walzgerüste begrenzt ist. Um hohe Kaltumformgrade zu erreichen, sind daher oftmals mehrere Kaltwalzschritte mit entsprechend geringen Umformgraden erforderlich, wobei vor einem erneuten Kaltwalzschritt jeweils eine Rekristallisationsglühung vorgenommen werden muss, um den Werkstoff wieder zu entfestigen und damit kaltwalzbar zu machen. Diese Verfahrensweise mit mehreren Kaltwalzschritten mit zwischengeschalteten rekristallisierenden Glühungen ist sehr zeit- und kostenaufwändig und mit zusätzlichen C02-Emissionen verbunden.
Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften anzugeben, mit dem das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke wirtschaftlicher und ökologischer gestaltet werden kann. Zudem soll eine Erzeugungsroute von der Erschmelzung des Stahls bis zum auf die geforderte Enddicke kaltgewalzten Stahlband angegeben werden. Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den jeweiligen Unteransprüchen angegeben.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%):
C: 0,0005 bis 0,9
Mn: mehr als 3,0 bis 12
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (Gehalte in Gewichts-
% und bezogen auf die Stahlschmelze):
AI: bis 10
Si: bis 6
Cr: bis 6
Nb: bis 1 ,5 V: bis 1 ,5
Ti: bis 1 ,5
Mo: bis 3
Cu: bis 3
Sn: bis 0,5
W: bis 5
Co: bis 8
Zr: bis 0,5
Ta: bis 0,5
Te: bis 0,5
B: bis 0,15
P: max. 0,1 , insbesondere < 0,04
S: max. 0,1 , insbesondere < 0,02
N: max. 0,1 , insbesondere < 0,05
Ca: bis 0,1
ist dadurch gekennzeichnet, dass unter Vermeidung des Kaltwalzens bei
Raumtemperatur das Walzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C erfolgt. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung werden hochfeste Stähle als Stähle mit einer Zugfestigkeit von 800 MPa bis 2000 MPa verstanden.
Ursächlich für die starke Kaltverfestigung dieser hochfesten manganhaltigen Stähle mit einem TRIP-Effekt, ist der im Gefüge neben Martensit und/oder Ferrit und/oder Bainit und/oder Perlit enthaltene Anteil an Restaustenit. Dieser Restaustenit kann sich bei entsprechenden Umgebungstemperaturen in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt, sowohl ε als auch α'-Martensit), wobei bei Raumtemperatur bis etwa 50°C immer ein wesentlicher Anteil an Martensitbildung durch den TRIP-Effekt stattfindet. Dies führt zu einer Verfestigung des Werkstoffs und damit verbunden zur starken Erhöhung der Walzkräfte beim Kaltwalzen bereits während des ersten Stichs und geht mit einer Verringerung des maximalen Umformgrads einher. Das kaltgewalzte Band weist anschließend eine hohe Festigkeit und ein geringes Restumformvermögen auf.
Zusätzlich können durch das Einwirken mechanischer Spannungen
Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) entstehen. Erfindungsgemäß wird nun durch die Anhebung der Umformtemperatur vor dem ersten Stich auf oberhalb von 50°C bis 400°C der TRIP-Umwandlungsmechanismus von Austenit in Martensit ganz oder teilweise unterdrückt, so dass wesentlich höhere Umformgrade beim Walzen in nur einem Walzstich möglich sind.
Der Begriff„Kaltwalzen" wird üblicher Weise häufig auf ein Kaltwalzen bei
Raumtemperatur bezogen. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird der Begriff„Kaltwalzen" auch für ein Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur verwendet. Diese erhöhte Temperatur liegt im Unterschied zum Warmwalzen beim Kaltwalzen gemäß der Erfindung deutlich unter der mit einer Gefügeumwandlung verbundenen AC1 -Umwandlungstemperatur. Auch findet das erfindungsgemäße Kaltwalzen bevorzugt unterhalb einer homologen Temperatur statt, bei gerade der noch keine Kriechvorgänge im Stahlblech auftreten. In der im Anhang dargestellten einzigen Figur 1 , ist der Einfluss der
Umformtemperatur beim Walzen auf das Verfestigungsverhalten des Werkstoffs anhand der Kennwerte von Zugversuchen dargestellt. Im Vergleich zur Umformung bei Raumtemperatur von 20°C werden bei Umformtemperaturen von 100°C oder 200°C deutlich größere Dehnungswerte bei einem deutlich geringeren Anstieg der Zugfestigkeit erreicht.
Vorzugsweise ist vorgesehen, dass ein Warmband beziehungsweise ein Vorband auf eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, erwärmt oder ein Warmband beziehungsweise ein Vorband eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, bereits aufweist und anschließend auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, kaltgewalzt wird. Unter eine Temperatur aufweisend wird verstanden, dass die Temperatur bereits aus einem vorherigen Prozessschritt stammt oder auf dieser Temperatur gehalten wird. Der vorherige Prozessschritt kann ein Wiedererwärmen, ein kontinuierliches oder diskontinuierliches Verarbeiten unter Ausnutzung der vorhandenen Wärme im Warmband beziehungsweise Vorband, insbesondere ein Warmwalzprozess, oder ein Halten der Temperatur in einem Ofen bedeuten. Durch eine Erwärmung des Warmbandes vor dem Kaltwalzen auf die Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt 70°C bis 250°C, wird die Umwandlung von Austenit in Martensit durch Erhöhung der Stapelfehlerenergie bereits im ersten Walzstich wesentlich verringert oder vermieden, so dass das Band während des Kaltwalzprozesses weniger stark verfestigt und mehr Verformungszwillinge (TWIP- Effekt) im Austenit gebildet werden. Daraus resultieren sowohl geringere Walzkräfte als auch ein wesentlich verbessertes Umformvermögen des Bandes während des Walzprozesses. Um die zusätzliche Erwärmung des Bandes auf Grund der
Umformarbeit während der Kaltumformung zu kompensieren und die Bandtemperatur im für den TWIP-Effekt optimalen Bereich zu halten, kann optional zwischen den einzelnen Walzstichen eine Kühlung des Bandes, beispielsweise durch Druckluft oder andere flüssige oder gasförmige Medien, erfolgen.
Das Stahlband weist des Weiteren nach dem Walzen ein beträchtliches
Restumformvermögen auf, da die gebildeten Verformungszwillinge im Austenit sowie eventuell vorhandener Restaustenit durch den TRIP-Effekt bei Raumtemperatur ganz oder teilweise in Martensit umwandeln können, was mit einer Steigerung der maximalen Dehnung und somit einer Verbesserung des Umformvermögens für die Bauteilfertigung aus dem Flachprodukt auch ohne eine zusätzliche, dem
Kaltwalzprozess angeschlossene Glühung verbunden ist.
Zusätzlich bewirkt die Bildung von Verformungszwillingen ein verbessertes Verhalten bei nachfolgenden Umformungen gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung im Vergleich zum Kaltwalzen ohne vorherige Erwärmung mit optional angeschlossenem Glühprozess.
Der für das erfindungsgemäße Verfahren eingesetzte Stahl weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus Ferrit und/oder Martensit und/oder Bainit und/oder Perlit sowie Restaustenit/Austenit auf. Der Anteil an Restaustenit/Austenit kann 5 % bis 80 % betragen. Der Restaustenit Austenit kann bei Anliegen mechanischer Spannungen durch den TRIP-Effekt teilweise oder vollständig in Martensit umwandeln.
Die der Erfindung zugrunde liegende Legierung weist bei entsprechender
mechanischer Beanspruchung einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Wegen der durch den TRIP- und/oder TWIP-Effekt und durch die Erhöhung der
Versetzungsdichte induzierten starken Verfestigung (analog einer Kaltverfestigung) bei Raumtemperatur, erreicht der Stahl sehr hohe Werte an Bruchdehnung, insbesondere an Gleichmaßdehnung, und Zugfestigkeit. Vorteilhaft wird diese Eigenschaft durch den vorhandenen Restaustenit erst bei Mangangehalten von über 3 Gewichts-% erreicht.
Die Verwendung des Begriffs„bis" in den Definitionen der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 Gewichts-% bis 1 Gewichts-%, bedeutet, dass die Eckwerte, im Beispiel 0,01 und 1 , mit eingeschlossen sind. Der erfindungsgemäße Stahl eignet sich insbesondere zur Erzeugung von
hochfestem Stahlband, welches mit einem metallischen oder nichtmetallischen Überzug, zum Beispiel auf Basis von Zink, versehen werden kann. Eine Anwendung unter anderem im Fahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt und der Hausgerätetechnik ist denkbar. Aufgrund eines hohen Austenitanteils eignet sich der erfindungsgemäß hergestellte Stahl für
Tieftemperaturbeanspruchungen.
In vorteilhafter Weise weist der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von > 800 bis 2000 MPa auf und eine Bruchdehnung A80 von 3 bis 40 %, vorzugsweise von > 8 bis 40 %.
Besonders gleichmäßige und homogene Werkstoffeigenschaften können erreicht werden, wenn der Stahl folgende Legierungszusammensetzung in Gewichts-% aufweist:
C: 0,05 bis 0,42
Mn: > 5 bis < 10
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler
Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
AI: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3
Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1 ,5
Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5
Nb: 0,005 bis 0,4, insbesondere 0,01 bis 0,1
B: 0,001 bis 0,08, insbesondere 0,002 bis 0,01
Ti: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
Mo: 0,005 bis 1 ,5, insbesondere 0,01 bis 0,6
Sn: < 0,2, insbesondere < 0,05 Cu: < 0,5, insbesondere < 0,1
W: 0,01 bis 3, insbesondere 0,2 bis 1 ,5
Co: 0,01 bis 5, insbesondere 0,3 bis 2
Zr: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,2
Ta: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
Te: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
V: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
Ca: 0,005 bis 0,1 Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die
Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben: Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von 0,9 Gewichts-% festgelegt wird. Der Mindestgehalt wird mit 0,0005 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt wird ein Gehalt von 0,05 bis 0,42 Gewichts-%, da in diesem Bereich das Verhältnis von Restaustenit zu anderen Phasenanteilen besonders vorteilhaft eingestellt werden kann.
Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte < 3 Gewichts-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von über 12 Gewichts-% der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die Streckgrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von über 5 bis < 10 Gewichts-% bevorzugt, da in diesem Bereich das Verhältnis der Phasenanteile zueinander und die Umwandlungsmechanismen während des Walzens auf Enddicke vorteilhaft beeinflusst werden können.
Aluminium AI: Verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der
erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte von mehr als 10 Gewichts-% AI
verschlechtern die Dehnungseigenschaften und bewirken ein überwiegend sprödes Bruchverhalten. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren
Mangangehalten wird ein AI-Gehalt von 0,1 bis 5 Gewichts-% bevorzugt, um die Festigkeit bei gleichzeitig guter Dehnung zu erhöhen. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 3 Gewichts-% ermöglichen eine besonders hohe Festigkeit und Bruchdehnung.
Silizium Si: Behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Gehalte von mehr als 6 Gewichts-% verhindern eine Weiterverarbeitung durch Kaltwalzen aufgrund einer Versprödung des Werkstoffs. Daher wird ein maximaler Gehalt von 6 Gewichts-% festgelegt. Optional wird ein Gehalt von 0,05 bis 3 Gewichts-% festgelegt, da Gehalte in diesem Bereich die Umformeigenschaften positiv
beeinflussen. Als besonders vorteilhaft für die Umform- und
Umwandlungseigenschaften haben sich Si-Gehalte von > 0,1 bis 1 ,5 Gewichts-% herausgestellt.
Chrom Cr: Verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 6 Gewichts- % festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Dehnungseigenschaften und wesentlich höhere Kosten zur Folge haben. Für den erfindungsgemäßen
Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Cr-Gehalt von 0,1 bis 4
Gewichts-% bevorzugt, um die Ausscheidung grober Cr-Karbide zu vermindern. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 2,5 Gewichts-% haben sich als vorteilhaft für die Stabilisierung des Austenits und die Ausscheidung feiner Cr-Karbide erwiesen. Um die vorteilhaften Eigenschaften einer Zugabe von AI und Si zusätzlich zu Cr zu erreichen, sollte der Gesamtgehalt von AI + Si + Cr mehr als 1 ,2 Gewichts-% betragen. Molybdän Mo: Wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Mo-Gehalt von 0,005 bis 1 ,5 Gewichts-% bevorzugt, um die Ausscheidung zu großer Mo-Karbide zu vermeiden. Insbesondere Gehalte von 0,01 bis 0,6 Gewichts-% bewirken die Ausscheidung gewünschter Mo-Karbide bei gleichzeitig verringerten Legierungskosten.
Phosphor P: Ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den
Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und in hohem Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300°C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt, wobei Gehalte von < 0,04 Gewichts-% aus oben genannten Gründen vorteilhaft angestrebt werden.
Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften
verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an
Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt. Insbesondere vorteilhaft ist die Begrenzung auf < 0,2 Gewichts-%, um die
Ausscheidung von MnS zu vermindern. Stickstoff N: Ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer gleich 4 Gewichts- % Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle mit < 4 Gewichts-% Mn, die freien Stickstoff enthalten, neigen zu einem starken
Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium, Vanadium, Niob oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt, wobei Gehalte von < 0,05 Gewichts-% zur weitgehenden Vermeidung der Bildung von AIN bevorzugt angestrebt werden.
Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1 Gewichts-% pro Element). Sie wirken im Gegensatz zu den
Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen
Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark.
Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.
Vanadium V und Niob Nb: Diese wirken insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und
Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte von über 1 ,5 Gewichts-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein Mindestgehalt von größer gleich 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,6 (V) bzw. 0,4 (Nb) Gewichts-% vorgesehen, in welchem die Legierungselemente vorteilhaft eine Kornfeinung bewirken. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit bei gleichzeitig optimaler Kornfeinung können die Gehalte an V weiterhin auf 0,01
Gewichts-% bis 0,3 Gewichts-% und die Gehalte an Nb auf 0,01 bis 0,1 Gewichts-% eingeschränkt werden.
Tantal Ta: Tantal wirkt ähnlich wie Niob als Karbidbildner kornfeinend und verbessert dadurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften. Gehalte von über 0,5 Gewichts-% bewirken keine weitere Verbesserung der Eigenschaften. Daher wird optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-%, in welchem die Kornfeinung vorteilhaft bewirkt werden kann. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit und Optimierung der Kornfeinung wird insbesondere bevorzugt ein Gehalt von 0,01 Gewichts-% bis 0,1 Gewichts-% angestrebt.
Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 1 ,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt an Ti von 1 ,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 und ein Maximalgehalt von 0,6 Gewichts-% festgelegt, in welchem Ti vorteilhaft ausgeschieden wird. Bevorzugt wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3
Gewichts-% vorgesehen, welcher ein optimales Ausscheidungsverhalten bei geringen Legierungskosten gewährleistet.
Zinn Sn: Zinn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch ähnlich wie Kupfer bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein Maximalgehalt von < 0,5 Gewichts-% vorgesehen wird. Bevorzugt werden aus oben genannten Gründen Gehalte von < 0,2 Gewichts-% eingestellt. Insbesondere vorteilhaft zur Vermeidung niedrig schmelzender Phasen und Risse im Gefüge werden Gehalte von < 0,05 Gewichts-% bevorzugt.
Kupfer Cu: Verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb ein Maximalgehalt von 3
Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Maximalgehalt von < 0,5 Gewichts-% vorgesehen, bei welchem das Auftreten von Rissen beim Gießen und Warmwalzen vorteilhaft verhindert werden kann. Als insbesondere vorteilhaft zur Vermeidung niedrig schmelzender Phasen und zur Vermeidung von Rissen haben sich Cu- Gehalte von < 0,1 Gewichts-% herausgestellt.
Wolfram W: Wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt, in welchem vorteilhaft die Ausscheidung von Karbiden stattfindet.
Insbesondere wird ein Minimalgehalt von 0,2 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 1 ,5 Gewichts-% bevorzugt, welcher ein optimales Ausscheidungsverhalten bei niedrigen Legierungskosten ermöglicht.
Kobalt Co: Erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 8 Gewichts-% verschlechtern die
Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 8 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von < 5 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt, welche die Festigkeit und Warmfestigkeit vorteilhaft verbessern. Bevorzugt wird ein Minimalgehalt von 0,3 Gewichts-% und ein
Maximalgehalt von 2 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den
Festigkeitseigenschaften die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst. Zirkonium Zr: Wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein
Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% festgelegt, da in diesem Bereich vorteilhaft Karbide ausgeschieden werden.
Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,2 Gewichts-% vorgesehen, welche vorteilhaft eine optimale Karbidausscheidung bei niedrigen Legierungskosten ermöglichen.
Bor B: Verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,15 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,08 Gewichts-% festgelegt, in welchem die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft genutzt wird. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,002 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,01 Gewichts-%, welche eine optimale Nutzung zur Festigkeitssteigerung bei
gleichzeitiger Verbesserung des Umwandlungsverhaltens ermöglichen. Tellur Te: Verbessert die Korrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften sowie die Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von MnS, welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gelängt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein
Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% festgelegt, welche die mechanischen
Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöhen. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% bevorzugt, welche eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.
Kalzium Ca: Wird zur Modifikation nichtmetallischer oxidischer Einschlüsse genutzt, welche sonst zu einem unerwünschten Versagen der Legierung durch Einschlüsse im Gefüge, welche als Spannungskonzentrationsstellen wirken und den Metallverbund schwächen, führen könnten. Des Weiteren verbessert Ca die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierung. Um eine entsprechende Wirkung zu entfalten, ist optional ein Mindestgehalt von 0,0005 Gewichts-% notwendig. Gehalte von oberhalb 0,1 Gewichts-% bringen keinen weiteren Vorteil bei der Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sollten aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen vermieden werden. Daher ist ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% vorgesehen.
Eine erfindungsgemäße Erzeugungsroute von der Erschmelzung des Stahls bis zum fertigen Stahlband mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm, vorzugsweise weniger als 4 mm, aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl umfasst die Schritte:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%):
C: 0,0005 bis 0,9
Mn: mehr als 3,0 bis 12
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler
Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
AI: bis 10
Si: bis 6
Cr: bis 6
Nb: bis 1 ,5 V: bis 1 ,5
Ti: bis 1 ,5
Mo: bis 3
Cu: bis 3
Sn: bis 0,5
W: bis 5
Co: bis 8
Zr: bis 0,5
Ta: bis 0,5
Te: bis 0,5
B: bis 0,15
P: max. 0,1 , insbesondere < 0,04
S: max. 0,1 , insbesondere < 0,02
N: max. 0,1 , insbesondere < 0,05
Ca: bis 0,1
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines
endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
- Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050°C bis 1250°C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes auf 1000°C bis 1200°C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
- Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur zwischen 820°C und Raumtemperatur,
- Optionales Glühen des Warmbandes mit folgenden Parametern:
Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
- Unter Vermeidung des Kaltwalzens bei Raumtemperatur, Walzen des Warmbandes mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm zu einem gewalzten Stahlband bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C.
- Optionales Glühen des Stahlbandes mit folgenden Parametern:
Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden. - Optionales Beizen und/oder Dressieren des Stahlbandes
- Optionales Beschichten des Stahlbandes mit einer Korrosionsschutzbeschichtung In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen verwiesen.
Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 20 mm bis 1 ,5 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 1 mm warmgewalzt wird. Das
erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband hat eine Dicke von
beispielsweise > 0,15 mm bis 10 mm.
Für das Warmwalzen des Vorbandes aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen den einzelnen Walzstichen des
Warmwalzens sind Wiedererwärm-Temperaturen im Bereich von 720°C bis 1200°C vorgesehen. Müssen nur noch wenige Walzstiche erfolgen, kann die Wiedererwärm- Temperatur am unteren Ende des Bereichs gewählt werden. Das Warmband kann optional einer Wärmebehandlung im Temperaturbereich zwischen 580°C und 820°C für 1 Minute bis 48 h unterzogen werden, wobei höhere Temperaturen kürzeren Behandlungszeiten und umgekehrt zugeordnet werden. Die Glühung kann sowohl in einer Haubenglühe (längere Glühzeiten), als auch beispielsweise in einer Durchlaufglühe (kürzere Glühzeiten) erfolgen. Die optionale Glühung dient zur Reduktion der Festigkeit und/oder der Erhöhung des
Restaustenitanteils des Warmbandes vor dem Kaltwalzprozess, wodurch die Umformeigenschaften für den nachfolgenden Prozess vorteilhaft verbessert werden.
Im Anschluss an den Warmwalzvorgang erfolgt das Kaltwalzen bei erfindungsgemäß erhöhter Temperatur des Warmbandes mit dem Ziel, die für die Endanwendung benötigten Dicken von > 0,15 mm bis 10 mm des Stahlbandes einzustellen. Hieran anschließend kann optional ein weiterer Glühprozess durchgeführt werden gegebenenfalls gekoppelt mit einem Beschichtungsprozess und abschließend einem Dressierprozess, mit dem die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur eingestellt wird. Vorzugsweise wird das Stahlband schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen. Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlband weist eine Zugfestigkeit Rm > 800 bis 2000 MPa und eine Bruchdehnung A80 von 3 bis 40 %, vorzugsweise > 8 bis 40 % auf. Hierbei sind hohen Festigkeiten tendenziell niedrigeren Bruchdehnungen zuzuordnen und umgekehrt. Das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband kann dann beispielsweise als Blechabschnitt, Coil oder Tafel durch Kaltumformung bei Raumtemperatur oder durch Halbwarmumformung bei Temperaturen von 60°C bis unterhalb der AC3, vorzugsweise < 450°C zu einem Bauteil verarbeitet werden, wobei durch das erhebliche Restumformvermögen auf eine Zwischenglühung je nach Anwendungsfall verzichtet werden kann.
In weiteren Verarbeitungsstufen kann das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband zu längs - oder spiralnahtgeschweißten Rohren verarbeitet werden, wobei auch hier durch das erhebliche Restumformvermögen des Stahlbandes auf eine Zwischenglühung je nach Anwendungsfall verzichtet werden kann. Das Rohr kann dabei eine äußere und/oder innere metallische, organische oder anorganische Beschichtung aufweisen.
Das so gefertigte Rohr kann dann weiter verformt, beispielsweise gezogen oder aufgeweitet oder mittels Innenhochdruck umgeformt und zu einem Bauteil weiterverarbeitet werden.
Anwendungsbereiche sind dabei vor allem die Automobil- und Nutzfahrzeugindustrie sowie der Maschinenbau, weiße Ware, Bauwesen, und Anwendungen bei
Temperaturen unterhalb 0°C sowie als Sicherheitsstahl. Sicherheitsstähle werden verwendet, um Fahrzeuge und Gebäude gegen Beschüsse und Ansprengungen zu schützen, und weisen eine hohe Härte und Zähigkeit auf.
Es wurden Versuche zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder mit beispielhaften Legierungen 1 bis 4 durchgeführt. Die Legierungen 1 bis 4 enthalten die folgenden Elemente
aufgeführten Gehalten in Gew.-%:
Figure imgf000020_0001
Die aus den vorgenannten Legierungen 1 bis 4 hergestellten Stahlbänder wurden zum Vergleich kaltgewalzt, d.h. bei Raumtemperatur und somit unter 50°C, und auch erfindungsgemäß bei 250°C gewalzt. Die gemessenen Walzkräfte sind nachfolgend angegeben:
Figure imgf000020_0002
Unter kumulierter Walzkraft wird das Aufaddieren der Walzkräfte der einzelnen Stiche verstanden, um ein vergleichbares Maß für den Kraftaufwand zu erhalten. Die Walzkraft wurde auf eine Bandbreite von 1000 mm normiert. Der Umformgrad e ist definiert als Quotient der Dickenänderung Ad des untersuchten Stahlbandes durch die Anfangsdicke dO des untersuchten Stahlbandes. Die Walzkraftreduktion ist die errechnete Verringerung der Walzkraft bei 250 °C im Vergleich mit der Walzkraft beim Kaltwalzen.
Auch wurde die Bruchdehnung A50 ausgewertet:
Legierung Bruchdehnung A50 Bruchdehnung A50
[%] kaltgewalzt [%] gewalzt bei 250
°C 1 2,0 15,5
2 2,5 20,5
3 3,5 19,0
4 3,0 18,5
Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung.

Claims

Patentansprüche
1 . Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%):
C: 0,0005 bis 0,9
Mn: mehr als 3,0 bis 12
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler
Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
AI: bis 10
Si: bis 6
Cr: bis 6
Nb: bis 1 ,5
V: bis 1 ,5
Ti: bis 1 ,5
Mo: bis 3
Cu: bis 3
Sn: bis 0,5
W: bis 5
Co: bis 8
Zr: bis 0,5
Ta: bis 0,5
Te: bis 0,5
B: bis 0,15
P: max. 0,1 , insbesondere < 0,04
S: max. 0,1 , insbesondere < 0,02
N: max. 0,1 , insbesondere < 0,05
Ca: bis 0,1
dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C erfolgt.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich des Kaltwalzens von 70°C bis 250°C erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass ein Warmband beziehungsweise ein Vorband auf eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, erwärmt oder ein Warmband beziehungsweise ein Vorband eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, bereits aufweist und anschließend auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°C, bevorzugt von 70°C bis 250°C, kaltgewalzt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen den Walzstichen des Kaltwalzens eine Kühlung des Bandes auf eine Temperatur von 50°C bis 400°C, insbesondere auf eine Temperatur von 70°C bis 250°C, erfolgt.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
C: 0,05 bis 0,42
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Mn: > 5 bis < 10
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
AI: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1 ,5
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5
10. Verfahren nach den Ansprüchen 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Al + Si + Cr > 1 ,2
1 1 . Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Nb: 0,005 bis 0,4, insbesondere 0,01 bis 0,1
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
V: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Ti: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Mo: 0,005 bis 1 ,5, insbesondere 0,01 bis 0,6
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Sn: < 0,2, insbesondere < 0,05
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Cu: < 0,5, insbesondere < 0,1
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
W: 0,01 bis 3, insbesondere 0,2 bis 1 ,5
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Co: 0,01 bis 5, insbesondere 0,3 bis 2
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält: Zr: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,2
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Ta: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
21 . Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Te: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 21 , dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
B: 0,001 bis 0,08, insbesondere 0,002 bis 0,01
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Ca: 0,005 bis 0,1
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlband mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm, vorzugsweise weniger als 4 mm, hergestellt wird, umfassend die Schritte:
- Erschmelzen einer Schmelze eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 , 5 bis 23,
- Vergießen der Schmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
- Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050°C bis 1250°C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes auf 1000°C bis 1200°C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
- Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur zwischen 820°C und Raumtemperatur, - Optionales Glühen des Warmbandes mit folgenden Parametern:
Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
- Kaltwalzen des Warmbandes oder des Vorbandes nach den Schritten gemäß der Ansprüche 1 bis 3,
- Optionales Glühen des Stahlbandes mit folgenden Parametern:
Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
- Optionales Beizen und/oder Dressieren des Stahlbandes,
- Optionales Beschichten des Stahlbandes mit einer metallischen, organischen oder anorganischen Korrosionsschutzbeschichtung.
25. Verwendung eines Stahlbandes hergestellt nach dem Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 24 zur Herstellung von Bauteilen durch Warm-, Kalt- oder Halbwarmumformung oder zur Herstellung von längs- oder spiralnahtgeschweißten Rohren oder zur Herstellung von Bauteilen für die Automobil- und
Nutzfahrzeugindustrie sowie den Maschinenbau, weiße Ware und das Bauwesen oder zur Anwendung im Tieftemperaturbereich unterhalb 0°C bis -273°C oder als Sicherheitsstahl.
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