Hochfester Stahl mit hoher Mindeststreckgrenze und

Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls

[0001 ] Die Erfindung betrifft einen hochfesten Stahl, welcher eine hohe Mindeststreckgrenze aufweist, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls sowie seine Verwendung.

[0002] Im Bauwesen, im allgemeinen Maschinenbau, in der Elektrotechnik u.a. werden Stähle bzw. Legierungen verlangt, die sich durch eine besondere Kombination von mechanischen und korrosionschemischen Eigenschaften auszeichnen. Sie sollen oftmals gleichzeitig eine hohe Streckgrenze, eine gute Zähigkeit, eine hohe Ermüdungsfestigkeit, einen hohen Korrosionswiderstand und einen hohen Verschleißwiderstand aufweisen.

[0003] Im Kran- und Mobilkranbau werden derzeit üblicherweise Stähle mit einer Mindeststreckgrenze von bis zu 1 .100 MPa eingesetzt. Die kontinuierliche Weiterentwicklung der hochfesten Feinkornbaustähle ermöglicht durch die stetige Erhöhung der Tragfähigkeit bei gleichzeitiger Verringerung des Betriebsgewichts eine Evolution im Mobilkranbau. Die Fortschritte in der Mobilkranbautechnik verlangen zunehmend die Bereitstellung von hochfesten Grobblechen mit einer Mindeststreckgrenze von 1 .300 MPa.

[0004] Im Stand der Technik sind warmgewalzte Stahlbleche bekannt, welche durch eine gute Verarbeitbarkeit und eine hohe Zugfestigkeit gekennzeichnet sind. Selbst wenn die Zugfestigkeit einen bestimmten Wert übersteigt, beispielsweise 1 .200 MPa, kann ein verzögerter Bruch des Stahlblechs verursacht werden. Ein solcher Bruch kann unter dem Einfluss einer Korrosionsreaktion, die im Laufe der Zeit an dem Stahlblech auftritt, durch in das Innere des Stahlblechs eindringenden Wasserstoff hervorgerufen werden. Folglich hat trotz seiner hohen Zugfestigkeit ein solches Stahlblech einen Defekt. Stahlbleche, welche eine hohe Streckgrenze von 1 .300 MPa aufweisen, benötigen dementsprechend eine hohe Beständigkeit gegenüber einem verzögerten Bruch.

[0005] Stahlbleche mit einer hohen Zugfestigkeit bzw. einer hohen Mindeststreckgrenze weisen oft den Nachteil auf, dass sie aufgrund ihrer schlechten Verformbarkeit nur schwierig durch Kaltumformen zu verarbeiten sind. Darüber hinaus weisen Stahlblechen mit einer hohen Zugfestigkeit und einer hohen Mindeststreckgrenze oft schlechte Zähigkeitseigenschaften auf. Insbesondere bei tiefen Temperaturen von -40 'Ό oder darunter weisen diese Stähle derart geringe Zähigkeitswerte auf, dass ein Einsatz für Baumaschinen, die bei tiefen Temperaturen hohen Zähigkeitsanforderungen genügen müssen, nicht möglich ist.

[0006] EP 2 267 177 A1 offenbart ein hochfestes Stahlblech, welches als Strukturelement in Industriemaschinen verwendet wird und welches einerseits eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen einen verzögerten Bruch und andererseits ein gutes Schweißverhalten aufweist. Das erfindungsgemäße Stahlblech weist eine hohe Mindeststreckgrenze gleich oder höher als 1 .300 MPa und eine Zugfestigkeit gleich oder höher als 1 .400 MPa auf. Die Dicke des erfindungsgemäßen Stahlblechs ist gleich oder größer 4,5 mm und gleich oder kleiner als 25 mm.

[0007] Die Stähle, welche im Stand der Technik beschrieben werden, sind jedoch nicht in jeder Hinsicht zufriedenstellend und es besteht ein Bedarf an Stählen mit verbesserten Eigenschaften.

[0008] Es ist eine Aufgabe der Erfindung, einen hochfesten Stahl bereitzustellen, welcher eine hohe Mindeststreckgrenze, eine hohe Zugfestigkeit und gleichzeitig ein gutes Kaltumformverhalten und gute Zähigkeitseigenschaften bei niedrigen Temperaturen aufweist.

[0009] Diese Aufgabe wird durch den Gegenstand der Patentansprüche und der Beschreibung gelöst.

[0010] Ein erster Aspekt der Erfindung betrifft einen hochfesten Stahl, wobei der Stahl die folgende Zusammensetzung umfasst:

(a) Kohlenstoff: 0,23 bis 0,25 Gew.-%

(b) Silizium: 0,15 bis 0,35 Gew.-%

(c) Mangan: 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%

(d) Aluminium: 0,07 bis 0,10 Gew.-%

(e) Chrom: 0,65 bis 0,75 Gew.-%

(f) Niob: 0,02 bis 0,03 Gew.-%

(g) Molybdän: 0,55 bis 0,65 Gew.-%

(h) Vanadium: 0,035 bis 0,05 Gew.-%;

(0 Nickel: 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%;

(j) Bor: 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%;

(k) Kalzium: 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%; und wobei der Stahl ggf. weitere Elemente umfasst, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:

(I) Phosphor: < 0,012 Gew.-% und/oder

(m) Schwefel: < 0,003 Gew.-% und/oder

(n) Kupfer: < 0,10 Gew.-% und/oder

(o) Stickstoff: < 0,006 Gew.-% und/oder

(p) Titan: < 0,008 Gew.-% und/oder

(q) Zinn: < 0,03 Gew.-% und/oder

(r) Wasserstoff: < 2,00 ppm und/oder

(s) Arsen: < 0,01 Gew.-% und/oder

(t) Kobalt: < 0,01 Gew.-%; wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst und wobei

(i) das Kohlenstoffäquivalent Pcm berechnet werden kann mit

Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], und [B] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Pcm gilt:

0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44Gew.-%; und/oder

(ii) das Kohlenstoffäquivalent Ceq berechnet werden kann mit

Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14;

wobei [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Ceq gilt:

0,675 < Ceq < 0,78 Gew.-%; und/oder

(iii) das Kohlenstoffäquivalent CET berechnet werden kann mit

CET = [C] + ([Mn] + [Mo])/10 + ([Cr] + [Cu])/20 + [Ni]/40

wobei [C], [Mn], [Cr], [Mo], [Cu] und [Ni] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für CET gilt:

0,43 Gew.-% < CET < 0,49 Gew.-%.

[001 1 ] Unvermeidbare Verunreinigungen im Sinne der Erfindung umfassen beispielsweise Arsen, Kobalt und/oder Zinn. [0012] Ein Fachmann erkennt, dass der erfindungsgemäße Stahl zusätzlich eines der Elemente (I) bis (t) umfassen kann. Bevorzugt liegt der Gehalt an Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahl im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.

[0013] In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoff im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-%, Silizium im Bereich von 0,15 bis 0,35 Gew.-%, Mangan im Bereich von 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%, Aluminium im Bereich von 0,07 bis 0,10 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,65 bis 0,75 Gew.-%, Niob im Bereich von 0,02 bis 0,03 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,55 bis 0,65 Gew.-%, Vanadium im Bereich von 0,035 bis 0,05 Gew.-%, Nickel im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%, Bor im Bereich von 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%, Kalzium im Bereich von 0,0007 bis 0,0030 Gew.-% und Stickstoff im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.

[0014] In einer bevorzugten Ausführungsform liegt die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und von Mangan in dem hochfesten Stahl im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,24 Gew.-%, bevorzugter im Bereich von 1 ,1 1 bis 1 ,23 Gew.-%, im Bereich von 1 ,12 bis 1 ,22 Gew.-%, im Bereich von 1 ,13 bis 1 ,21 Gew.-% oder im Bereich von 1 ,14 bis 1 ,20 Gew.-%.

[0015] Der erfindungsgemäße hochfeste Stahl zeichnet sich bevorzugt durch eine hohe Mindeststreckgrenze R _e H bzw. R _p0,2 aus. Die Mindeststreckgrenze bezeichnet diejenige Spannung, bis zu der der erfindungsgemäße Stahl bei einachsiger und momentfreier Zugbeanspruchung keine plastische Verformung zeigt. Bevorzugt beträgt die Mindeststreckgrenze des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 1300 MPa, bevorzugter mindestens 1350 MPa, mindestens 1370 MPa, mindestens 1400 MPa, mindestens 1440 MPa, mindestens 1480 MPa oder mindestens 1500 MPa. Bevorzugt wird die Mindeststreckgrenze des erfindungsgemäßen hochfesten Stahls quer zur Walzrichtung bestimmt und gemäß DIN EN ISO 6892-1 /Verfahren B bestimmt.

[0016] Weiterhin zeichnet sich der erfindungsgemäße Stahl bevorzugt durch eine hohe Zugfestigkeit R _m aus. Die Zugfestigkeit bezeichnet die maximale mechanische Zugspannung, die der Stahl aushält, bevor er bricht bzw. reißt. Bevorzugt beträgt die Zugfestigkeit R _m des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 1400 MPa, bevorzugter mindestens 1480 MPa, mindestens 1500 MPa, mindestens 1550 MPa, mindestens 1580 MPa, mindestens 1600 MPa oder mindestens 1650 MPa. In einer anderen bevorzugten Ausführungsform liegt die Zugfestigkeit R _m des erfindungsgemäßen Stahls im Bereich von 1400 bis 1700 MPa. Bevorzugt wird die Zugfestigkeit des erfindungsgemäßen hochfesten Stahls quer zur Walzrichtung bestimmt und gemäß DIN EN ISO 6892-1 /Verfahren B bestimmt. [0017] Darüber hinaus zeichnet sich der erfindungsgemäße Stahl bevorzugt durch eine hohe Mindestbruchdehnung A aus. Die Mindestbruchdehnung A ist ein Materialkennwert, der die bleibende Verlängerung des Stahls nach einem Bruch angibt. Bevorzugt wird die Mindestbruchdehnung A gemäß DIN EN ISO 6892-1 /Verfahren B bestimmt. Bevorzugt beträgt die Mindestbruchdehnung A des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 8%, bevorzugter mindestens 9 %, mindestens 10%, mindestens 1 1 %, mindestens 12 % oder mindestens 13 %.

[0018] Bevorzugt zeichnet sich der erfindungsgemäße Stahl durch gute Zähigkeitseigenschaften aus. Ein Kennzeichen für Zähigkeitseigenschaften eines Materials ist beispielsweise die Kerbschlagarbeit Av. Die Kerbschlagarbeit Av bezeichnet die bis zum vollständigen Bruch eines Werkstoffs aufgewendete Energie. Die Kerbschlagarbeit Av des erfindungsgemäßen Stahls wird ermittelt gemäß einem Charpy-V-Test gemäß DIN EN ISO 148-1 . Ist die Probe längs zur Walzrichtung ausgerichtet, liegt die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -40 ^ bei mindestens 30 J. Ist die Probe quer zur Walzrichtung ausgerichtet, liegt die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -40 °C bei mindestens 27 J, bevorzugter bei mindestens 30 J, bei mindestens 40 J, bei mindestens 50 J, bei mindestens 60 J oder bei mindestens 70 J. Ist die Probe quer zur Walzrichtung ausgerichtet, liegt die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -60 'Ό bevorzugt bei mindestens 27 J, bevorzugter bei mindestens 30 J, bei mindestens 40 J, bei mindestens 50 J, bei mindestens 60 J oder bei mindestens 70 J.

[0019] Der erfindungsgemäße Stahl weist bevorzugt ein martensitisches Gefüge auf, das bevorzugt aus Martensit-Nadeln mit überwiegend gleichmäßig verteilten Nano- Karbidausscheidungen (Nb, Mo)C bzw. (Nb, Mo)C mit Spuren an Vanadium besteht. Weist der erfindungsgemäße Stahl solche Nano-Karbidausscheidungen auf, weisen diese bevorzugt einen mittleren Durchmesser im Bereich von 1 bis 10 nm auf, bevorzugter im Bereich von 2 bis 8 nm, im Bereich von 3 bis 8 nm oder im Bereich von 3,0 bis 5,0 nm. Besonders bevorzugt weisen die Nano-Karbidausscheidungen einen mittleren Durchmesser von 4 nm auf.

[0020] Es wurde überraschend gefunden, dass das bei dem erfindungsgemäßen Stahl eingestellte martensitische Gefüge in Kombination mit den überwiegend gleichmäßig verteilten Nano-Karbidausscheidungen zu sehr guten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften bei gleichzeitig guten Umformeigenschaften führt. Entscheidend für das Einstellen des hervorragenden Eigenschaftsprofils des erfindungsgemäßen Stahls ist insbesondere die spezielle Härtebehandlung, welche als einfaches oder mehrfaches Härten erfolgt, gefolgt von einem kurzzeitigen Anlassen in Kombination mit der Auswahl der chemischen Zusammensetzung des Materials.

[0021 ] Der Kohlenstoffgehalt von 0,23 bis 0,25 Gew.-% wird bevorzugt zum Härten des Stahls, insbesondere zum Einstellen eines martensitischen Gefüges mit entsprechenden Festigkeitseigenschaften benötigt. Die Härte bzw. die Festigkeit des Martensits steigt mit zunehmendem Kohlenstoff-Gehalt an. Um die gewünschten Festigkeitseigenschaften zu erreichen, ist ein Kohlenstoff-Gehalt von mindestens 0,23 Gew.-% erforderlich. Der Kohlenstoff-Gehalt des Stahls ist auf höchstens 0,25 Gew.-% begrenzt, da höhere Kohlenstoff-Gehalte das Verarbeitungsverhalten hinsichtlich des Schweißverhaltens und der Kaltumformbarkeit negativ beeinflussen würden.

[0022] Silizium wird bevorzugt einerseits bei der Erzeugung des Stahls als Desoxidationsmittel eingesetzt. Andererseits trägt das Element bevorzugt zur Steigerung der Festigkeitseigenschaften bei. Des Weiteren ist Silizium neben Kohlenstoff, Mangan, Chrom, Molybdän, Nickel und Vanadium ein Element, das bevorzugt einen direkten Einfluss auf die Ac3-Umwandlungstemperatur ausübt. Eine Umwandlungstemperatur bezeichnet eine Temperatur, bei der ein Werkstoff eine Phasenänderung erfährt oder diejenige Temperatur, bei der eine Umwandlung beginnt oder endet, wenn die Umwandlung in einem Temperaturintervall abläuft. Bei Stählen ist u.a. die Ac3-Temperatur von besonderer Bedeutung. Sie bezeichnet diejenige Temperatur, bei der die Umwandlung von Ferrit in Austenit bei einem Wärmeprozess endet. Austenit ist dabei die Bezeichnung für die kubisch- flächenzentrierte Modifikation des reinen Eisens und seiner Mischkristalle. Zur Erreichung der geforderten Festigkeitseigenschaften sind für den erfindungsgemäßen Stahl mindestens 0,15 Gew.-% Silizium erforderlich. Wird dem Stahl zu viel Silizium hinzugegeben, hat dies einen negativen Einfluss auf das Schweißverhalten, das Verformungsvermögen und die Zähigkeitseigenschaften. Der Siliziumgehalt des erfindungsgemäßen Stahls beträgt höchstens 0,35 Gew.-%, da bis zu diesem Silizium-Gehalt bevorzugt noch etwas günstigere Zähigkeitseigenschaften sowie Schweißeigenschaften eingestellt werden können.

[0023] Mangan wird in Feinkornbaustählen bevorzugt als kostengünstiges Legierungselement zur Verbesserung der mechanisch-technologischen Werkstoffeigenschaften eingesetzt. Für den erfindungsgemäßen Stahl wird zum Erreichen des geforderten Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus ein Mindestgehalt von 0,85 Gew.-% Mangan benötigt. Höhere Mangan-Gehalte > 1 ,0 Gew.-% können zu einer ungünstigeren Martensit- struktur führen, die einen groben Plattenmartensit aufweisen kann, welcher sich negativ auf die Zähigkeitseigenschaften und das Kaltumformverhalten des Stahls auswirkt. Darüber hinaus wird durch die Zugabe höherer Mangan-Gehalte das Kohlenstoffäquivalent CET erhöht, was wiederum das Schweißverhalten und das Umformverhalten des Stahls negativ beeinflusst. Ferner führen höhere Mangan-Gehalte zu einem ungünstigen Seigerungsverhalten. Als Seigerung werden Entmischungen einer Schmelze bezeichnet, die unmittelbar zu einer örtlichen Zu- oder auch Abnahme von bestimmten Elementen innerhalb eines Mischkristalls führen können. Zur Einstellung eines feinstrukturierten martensitischen Gefüges mit guten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften wird daher vorzugsweise die obere Grenze des Mangan-Gehalts auf 1 ,0 Gew.-% begrenzt.

[0024] Ein wesentliches Unterscheidungsmerkmal hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zu dem in EP 2 267 177 A1 beschriebenen Stahl ist, dass zum Einstellen eines martensitischen Härtungsgefüges mit guten Zähigkeits- und Festigkeitseigenschaften bevorzugt ein höherer Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew-% und ein niedriger Mangangehalt im Bereich von 0,85 bis 1 ,0 Gew.-% eingestellt werden muss. Wie bereits beschrieben wird zum Einstellen eines rein martensitischen Gefüges mit entsprechenden Festigkeitseigenschaften bevorzugt ein Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-% in Verbindung mit einem abgestimmten Mangangehalt benötigt. Um die Ausbildung einer ungünstigeren und insbesondere stark zähigkeitsmindernden Gefügestruktur mit grobem Plattenmartensit zu verhindern, sind bevorzugt bei Kohlenstoffgehalten im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-% abgestimmte Mangangehalte im Bereich von 0,85 bis 1 ,0 Gew.-% zu berücksichtigen. Die angepasste Kombination der Elemente Mangan und Kohlenstoff ergibt ein optimal eingestelltes Gefüge mit sehr guten Zähigkeits- und Festigkeitseigenschaften. Erfindungsgemäß beträgt deshalb die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und Mangan mindestens 1 ,08 Gew.-% und höchstens 1 ,25 Gew.-%. Zum Einstellen eines hochfesten Gefüges mit besonders guten Zähigkeitseigenschaften bei niedrigen Temperaturen von zum Beispiel -40 °C ist die Einhaltung der Bedingung, dass die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und Mangan kleiner oder gleich 1 ,17 Gew.-% beträgt, besonders bevorzugt.

[0025] Der Eisenbegleiter Phosphor wirkt sehr stark zähigkeitsmindernd und zählt in Baubzw. Feinkornbaustählen zu den unerwünschten Begleitelementen. Darüber hinaus kann Phosphor beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Das Element Phosphor wird daher in dem erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,012 Gew.-%, bevorzugt auf

< 0,010 Gew.-%, besonders bevorzugt auf < 0,008 Gew.-%, auf < 0,006 Gew.-% oder auf

< 0,004 Gew.-% begrenzt. [0026] Schwefel ist ein unerwünschtes Begleitelement, das die Kerbschlagzähigkeit und die Umformbarkeit bzw. das Kaltumformverhalten verschlechtert. Bei unbehandelten Stählen liegt der Schwefel nach der Erstarrung in Form von Mangansulfid-Einschlüssen vor, die beim Auswalzen zu Grobblechen parallel zur bzw. zellenförmig in Walzrichtung gestreckt werden und sich sehr ungünstig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere auf die Isotropie des Werkstoffs auswirken (Zähigkeitseigenschaften quer zur Walzrichtung). Der Schwefel-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls wird daher bevorzugt auf < 0,003 Gew.-% begrenzt und wird bevorzugt durch eine gezielte Kalzium-Behandlung reduziert. Die Kalzium-Behandlung wird darüber hinaus bevorzugt zur gezielten Beeinflussung der Sulfidform (Kugelform) genutzt.

[0027] Aluminium wird in dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten im Bereich von 0,07- 0,10 Gew.-% bevorzugt sowohl als Desoxidationsmittel als auch als Mikrolegierungselement verwendet. Als Desoxidationsmittel trägt es bevorzugt dazu bei, den im Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, so dass das bevorzugt in Gehalten von 0,0020-0,0035 Gew.-% vorhandene Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann. Darüber hinaus wird Aluminium bevorzugt als Mikrolegierungselement zur Kornfeinung eingesetzt. Von allen Elementen, die zur gezielten Beeinflussung der Austenitkorngröße dem Stahl zugesetzt werden, ist Aluminium am wirksamsten. Eine feine Dispersion von AIN-Partikeln hemmt bevorzugt wirksam das Austenitkornwachstum. Des Weiteren erhöht Aluminium bevorzugt die Alterungsbeständigkeit des Stahls und verringert Lunker und Seigerungen. Als Lunker wird ein bei der Erstarrung gegossener Teile entstandener Hohlraum bezeichnet. Der Aluminiumgehalt beträgt mindestens 0,07 Gew.-%, um die gewünschte Feinkörnigkeit im Stahl einzustellen. Darüber hinaus wirkt sich dieser Aluminium-Gehalt positiv auf die Zähigkeitseigenschaften und das Kaltumformverhalten des Stahls aus. Der Aluminiumgehalt beträgt höchstens 0,1 Gew.-%, da Aluminiumgehalte oberhalb 0,1 Gew.-% zu freiem Aluminium führen können, wodurch die Gefahr der Bildung von unerwünschtem Aluminiumoxid ansteigt.

[0028] Chrom in Gehalten von 0,65-0,75 Gew.-% verbessert bevorzugt die Härtbarkeit des Austenits. Durch die karbidbildende Wirkung unterstützt Chrom bevorzugt die Festigkeitseigenschaften des Stahls. Aus diesem Grund sind mindestens 0,65 Gew.-% Chrom erforderlich. Darüber hinaus wirkt sich eine Zugabe des Elements Chrom positiv auf die Durchhärtbarkeit von Stählen aus und erhöht somit auch die Verschleißbeständigkeit. Die Zugabe höherer Chrom-Gehalte verringert die Zähigkeitseigenschaften und beeinträchtigt durch die Erhöhung des Kohlenstoffäquivalentes CET negativ das Schwei ßverhalten. Daher ist erfindungsgemäß die obere Grenze des Bereichs der Chrom-Gehalte auf 0,75 Gew.-% begrenzt. [0029] Kupfer zählt zu den unerwünschten Begleitelementen. Bevorzugt ist der Gehalt an Kupfer auf < 0,1 Gew.-% begrenzt.

[0030] Niob dient in Gehalten von 0,02-0,03 Gew.-% bevorzugt zur Stickstoff-Abbindung. Darüber hinaus ist Niob in dem erfindungsgemäßen Stahl bevorzugt zur Unterstützung der Austenitkornfeinung vorhanden; die fein verteilten Niobcarbonitride im Austenit behindern das Kornwachstum effektiv und haben so einen positiven Effekt auf die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften des Stahls. Der Niob-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls ist auf höchstens 0,03 Gew.-% begrenzt, um die Bildung des zähigkeitsschädlichen Niobcarbids zu vermeiden. Niob ist bevorzugt ab Gehalten oberhalb 0,02 Gew.-% wirksam. Studien zum Einsatz von Niob in wassergehärteten und angelassenen Stählen ergaben, dass der positive Einfluss von Niob auf die mechanischen Eigenschaften in Gehalten von 0,02-0,03 Gew.-% erzielt werden kann. Es ist bekannt, dass Niob in Gehalten von 0,02-0,03 Gew.-% in wassergehärteten und angelassenen Stählen durch seine kornfeinende Wirkung einen positiven Einfluss auf die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften hat. Darüber hinaus trägt Niob in mikrolegierten Bor-Stählen zur Verbesserung des Reinheitsgrades bei und wirkt sich positiv auf die Zähigkeitseigenschaften in der Schweißnaht aus.

[0031 ] Molybdän wird dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,55-0,65 Gew.-% bevorzugt zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zulegiert. Hierzu ist ein Molybdän-Gehalt von mindestens 0,55 Gew.-% erforderlich. Darüber hinaus verbessert Molybdän bevorzugt die Anlassbeständigkeit des Stahls und wirkt positiv auf Warmfestigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. In wasservergüteten Feinkornbaustählen wird Molybdän bevorzugt als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Zähigkeit in Gehalten bis höchstens 0,7 Gew.-% eingesetzt. Höhere Molybdän-Gehalte erhöhen das Kohlenstoffäquivalent CET und wirken sich negativ auf das Schweißverhalten aus. Für ein optimales Schweißverhalten ist daher der Molybdän-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,65 Gew.-% begrenzt.

[0032] Der Eisenbegleiter Stickstoff schädigt in atomarer Form die mechanischen Eigenschaften der Stähle. Daher ist der Stickstoffgehalt des erfindungsgemäßen Stahls für die Schmelzanalyse bevorzugt auf < 0,006 Gew.-% begrenzt. Bevorzugt liegt der Gehalt an Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahl im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%. Durch die Zugabe von Aluminium wird der in der Schmelze des erfindungsgemäßen Stahls vorhandene Stickstoff bevorzugt zu schwerlöslichen Nitriden (AIN) abgebunden. [0033] Bevorzugt ist der Gehalt an Titan in dem erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,008 Gew.- % begrenzt.

[0034] Vanadium wird dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,035-0,05 Gew.-% bevorzugt zur Kornfeinung und zur Erhöhung des Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus hinzugegeben. Ausscheidungen von Vanadiumcarbonitriden haben darüber hinaus neben der kornfeinenden auch eine stark ausscheidungshärtende Wirkung. Da höhere Vanadium- Gehalte die Zähigkeitseigenschaften mindern, beträgt der Vanadium-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls höchstens 0,05 Gew.-%.

[0035] Die Zugabe von Nickel in Gehalten von 1 ,10-1 ,30 Gew.-% ist bevorzugt zum Erreichen des Festigkeits- und Streckgrenzenniveaus erforderlich. Darüber hinaus erhöht Nickel bevorzugt die Durch härtbarkeit und Durchvergütung. Höhere Nickel-Gehalte wirken sich nur geringfügig auf die Festigkeitseigenschaften des Stahls aus, hingegen führen diese zu einer Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften. Zur Einstellung der geforderten Zähigkeitseigenschaften des Stahls bis -ΘΟ'Ό ist daher ein Mindestgehalt >1 ,10 Gew.-% an Nickel erforderlich. Höhere Nickel-Gehalte erhöhen das Kohlenstoffäquivalent CET und wirken sich negativ auf das Schweißverhalten aus. Daher beträgt der Nickelgehalt des erfindungsgemäßen Stahls höchstens 1 ,30 Gew.-%.

[0036] Bevorzugt verzögert das Mikrolegierungselement Bor in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Ferrit und/oder Bainit und verbessert die Härtbarkeit und Festigkeit von Feinkornbaustählen. Diese Wirkungsweise von Bor kann jedoch nur genutzt werden, wenn der Stickstoff durch starke Nitridbildner stabil abgebunden wird. Zur Steigerung der Härtbarkeit und Festigkeit wird dem erfindungsgemäßen Stahl ein Borgehalt im Bereich von 0,0020-0,0035 Gew.-% zulegiert. Die Stickstoffabbindung erfolgt bevorzugt über die Elemente Aluminium und Niob. Der Bor-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls ist auf höchstens 0,0035 Gew.-% begrenzt, da die festigkeitssteigernde Wirkung mit steigendem Bor-Gehalt zunächst zunimmt und oberhalb eines Maximums wieder abfällt.

[0037] Zinn zählt zu den unerwünschten Begleitelementen. Bevorzugt ist der Gehalt an Zinn im erfindungsgemäßen Stahl < 0,03 Gew.-%.

[0038] Das Element Wasserstoff wird bevorzugt mittels Vakuumbehandlung bevorzugt auf Gehalte < 2,0 ppm reduziert. [0039] Arsen zählt zu den unerwünschten Begleitelementen und sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl ist daher bevorzugt < 0,01 Gew.-%.

[0040] Kalzium wird der Schmelze bevorzugt als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidformbeeinflussung hinzugegeben, was bevorzugt zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmumformung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalzium-Zugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten des erfindungsgemäßen Stahls wesentlich verbessert. Der Kalzium-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist daher bevorzugt 0,0007-0,0030 Gew.-%.

[0041 ] Kobalt zählt zu den herstellungsbedingt unvermeidbaren Begleitelementen im Stahl. Sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl ist bevorzugt < 0,01 Gew.-%.

[0042] Das Schweißverhalten eines Stahls kann anhand verschiedener Kohlenstoffäquivalente beschrieben werden. Das Kohlenstoffäquivalent ist in der Werkstoffkunde ein Maß zur Beurteilung der Schweißeignung von Stählen. Der Kohlenstoffgehalt und eine Vielzahl anderer Legierungselemente im Stahl beeinflussen dabei sein Verhalten. Zur Beurteilung der Schweißeignung ist deshalb im Kohlenstoffäquivalent der Kohlenstoffgehalt und der gewichtete Anteil der Elemente, welche die Schweißeignung des Stahls ähnlich beeinflussen, wie es vom Kohlenstoff zu erwarten wäre, zu einem Zahlenwert zusammengefasst. Dabei impliziert ein niedriger Wert des Kohlenstoffäquivalents eine gute Schweißeignung. Höhere Werte erfordern, abhängig von der Verarbeitungsdicke, das Vorwärmen des Materials. Das Werkstück kann nur mit erhöhtem Aufwand geschweißt werden, da es durch Martensitbildung zu Kalt- bzw. Härterissen kommen kann. Für die Berechnung des Kohlenstoffäquivalents gibt es dabei kein allgemein gültiges Verfahren. Ein mögliches Kohlenstoffäquivalent stellt das Pcm nach Ito & Bessyo dar.

[0043] In einer bevorzugten Ausführungsform weist der Stahl eine Austenitkorngröße von > 1 1 gemäß DIN EN ISO 643 auf.

[0044] In einer bevorzugten Ausführungsform kann das Kohlenstoffäquivalent Pcm des erfindungsgemäßen Stahls berechnet werden mit

Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B];

wobei [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], und [B] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Pcm gilt:

0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44 Gew.-%, bevorzugter 0,38 % < Pcm < 0,41 %. [0045] Ein weiteres Kohlenstoffäquivalent ist das Ceq nach Kihara. In einer bevorzugten Ausführungsform kann das Ceq des hochfesten Stahls berechnet werden mit

Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14;

wobei [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Ceq gilt:

0,675 Gew.-% < Ceq < 0,78 Gew.-%, bevorzugter 0,69 Gew.-% < Ceq < 0,72 Gew.-%.

[0046] Der erfindungsgemäße Stahl lässt sich gut schweißen. Eine Grundvoraussetzung für das Schweißen von hochfesten Feinkornbaustählen ist, dass die Schweißverbindungen rissfrei sind. Ob ein Stahl oder Schweißgut kaltrissempfindlich sind, kann durch die Berechnung des Kohlenstoffäquivalentes CET abgeschätzt werden. Neben dem Kohlenstoff begünstigen bevorzugt die Elemente Mangan, Chrom, Molybdän, Vanadium, Kupfer und Nickel das Kaltrissverhalten.

[0047] In einer bevorzugten Ausführungsform kann das CET berechnet werden mit

CET = [C] + ([Mn] + [Mo])/10 + ([Cr] + [Cu])/20 + [Ni]/40

wobei [C], [Mn], [Cr], [Mo], [Cu] und [Ni] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für CET gilt:

0,43 Gew.-% < CET < 0,49 Gew.-%, bevorzugter 0,44 Gew.-% < CET < 0,46 Gew.-%.

[0048] Bei höherlegierten Stählen wird das Vorwärmen als wirksame Gegenmaßnahme zur Vermeidung von Kaltrissen eingesetzt, wobei beim Schweißen die Abkühlung des Nahtbereichs bevorzugt während und/oder nach dem Schweißen verzögert wird. In einer bevorzugten Ausführungsform kann die für das Schweißen des hochfesten Stahls erforderliche Mindestvorwärmtemperatur berechnet werden mit

T _P ( ^< C) = 700 CET + 160 tanh(d/35) + 62 HD ^{0 35} + (53 CET - 32)Q - 330,

wobei d die zu schweißende Blechdicke in mm, HD der Wasserstoffgehalt des Schweißguts in cm ³ /100g und Q die Wärmeeinbringung beim Schweißen in kJ/mm sind,

und wobei T _p höchstens 220 ^ betragen sollte.

[0049] Bevorzugt kann durch Vorwärmen des Nahtbereichs einer Martensitbildung im Nahtbereich, die zu einer Aufhärtung führt, gezielt entgegengewirkt werden. Zu beachten ist jedoch, dass die maximal vom Stahlhersteller vorgegebene Vorwärmtemperatur bzw. die Anlasstemperatur des Stahls nicht überschritten wird. [0050] Bevorzugt wird der erfindungsgemäße Stahl im Bauwesen, im allgemeinen Maschinenbau und/oder in der Elektrotechnik verwendet. Besonders bevorzugt wird der erfindungsgemäße Stahl im Kran- und Mobilkranbau verwendet.

[0051 ] Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:

(a) Erzeugen einer Stahlschmelze, die neben Eisen die folgenden Elemente umfasst:

Kohlenstoff: 0,23 - 0,25 Gew.-%

Silizium: 0,15 - 0,35 Gew.-%

Mangan: 0,85 - 1 ,00 Gew.-%

Aluminium: 0,07 - 0,10 Gew.-%

Chrom: 0,65 - 0,75 Gew.-%

Niob: 0,02 - 0,03 Gew.-%

Molybdän: 0,55 - 0,65 Gew.-%

Vanadium: 0,035 - 0,05 Gew.-%;

Nickel: 1 ,10 - 1 ,30 Gew.-%

Bor: 0,0020 - 0,0035 Gew.-%;

Kalzium: 0,0007 - 0,0030 Gew.-%; sowie ggf. weitere Elemente, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:

Phosphor: < 0,012 Gew.-%; und/oder

Schwefel: < 0,003 Gew.-%; und/oder

Kupfer: < 0,10 Gew.-%; und/oder

Stickstoff: < 0,006 Gew.-%; und/oder

Titan: < 0,008 Gew.-%; und/oder

Zinn: < 0,03 Gew.-%; und/oder

Wasserstoff: < 2,00 ppm; und/oder

Arsen: < 0,01 Gew.-%; und/oder

Kobalt: < 0,01 Gew.-%

Reduktion des Wasserstoffgehaltes durch eine Vakuumbehandlung der Stahlschmelze; Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme;

Erwärmen der gebildeten Bramme auf eine Temperatur im Bereich von 1 100 °C bis 1250°C;

Entzundern der Bramme; (f) Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt;

(g) ggf. Aufhaspeln des Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800 °C beträgt; wobei beim Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt die Walzanfangstemperatur im Bereich von Ι ΟδΟ 'Ό bis 1250 ^ und die Endwalztemperatur > 880 °C beträgt und wobei für das Pcm gilt: 0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44Gew.-%.

[0052] Alle bevorzugten Ausführungsformen, welche vorstehend im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen hochfesten Stahl beschrieben wurden, gelten analog auch für das erfindungsgemäße Verfahren und werden daher nicht wiederholt.

[0053] Ein Fachmann erkennt, dass die erfindungsgemäße Stahlschmelze zusätzlich eines der Elemente Phosphor, Schwefel, Kupfer, Stickstoff, Titan, Zinn, Wasserstoff, Arsen bzw. Kobalt umfassen kann. Bevorzugt liegt der Gehalt an Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahl im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.

[0054] In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst die erfindungsgemäße Stahlschmelze Kohlenstoff im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-%, Silizium im Bereich von 0,15 bis 0,35 Gew.-%, Mangan im Bereich von 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%, Aluminium im Bereich von 0,07 bis 0,10 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,65 bis 0,75 Gew.-%, Niob im Bereich von 0,02 bis 0,03 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,55 bis 0,65 Gew.-%, Vanadium im Bereich von 0,035 bis 0,05 Gew.-%, Nickel im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%, Bor im Bereich von 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%, Kalzium im Bereich von 0,0007 bis 0,0030 Gew.-% und Stickstoff im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.

[0055] Bevorzugt wird die Stahlschmelze in einem Konverterstahlwerk erzeugt. In Schritt (b) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Stahlschmelze einer Vakuumbehandlung zur Reduktion des Wasserstoffgehaltes bevorzugt < 2,00 ppm unterzogen.

[0056] Während der Herstellung von Stahl kann aufgrund der Erstarrung oder des Walzens ein Gefüge mit gerichteten Eigenschaften entstehen. Für einen gewalzten Grundwerkstoff ergibt sich dann im Kerbschlagbiegeversuch ein von Probenlage und Prüfrichtung abhängiges Verhalten. Diese Anisotropie wird vor allem durch gestreckte Mangansulfide verursacht. Während im Bereich des Spaltbruchs ihr Einfluss gering ist und auch die Übergangstemperatur nur wenig beeinflusst wird, zeigt sich im Bereich des duktilen Bruchs ein deutlicher Einfluss. Eine Verbesserung der Isotropie der Zähigkeitseigenschaften erhält man durch Absenkung des Schwefelgehaltes und/oder Abbindung des Schwefels zu Sulfiden mit höheren Schmelzpunkten und entsprechend größerer Formänderungsfestigkeit. Eine solche Sulfidformbeeinflussung kann beispielsweise durch Behandlung mit Cer, Titan oder Zirkon erfolgen.

[0057] Bevorzugt erfolgt die Entschwefelung und die gezielte Kalzium-Behandlung zur Sulfidformbeeinflussung zur Verringerung der Werkstoffanisotropie durch eine Kalzium- Behandlung der Stahlschmelze mit Kalzium-Gehalten im Bereich von 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%.

[0058] In Schritt (c) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Stahlschmelze zu einer Bramme auf einer Stranggießanlage vergossen. Beim Stranggießen erstarrt der kontinuierlich gegossene Strang über die Bildung einer festen Strangschale, um anschließend in Richtung Strangmitte zu erstarren. Hierbei kann es an der Erstarrungsfront zu Anreicherungen von Legierungselementen kommen. Diese können im durcherstarrten Strang Kernseigerungen verursachen. Seigerungen sind Entmischungen einer Schmelze, die unmittelbar zu einer örtlichen Zu- oder auch Abnahme von bestimmten Elementen innerhalb des Mischkristalls führen können. Sie entstehen beim Übergang der Schmelze in den festen Zustand. Die Kernseigerungen können zu Inhomogenitäten und ungleichmäßigen Eigenschaften über dem Strangquerschnitt führen. Zur positiven Beeinflussung der Seigerungs- zone in der Bramme wird bevorzugt das Verfahren der Softreduction angewandt. Dabei wird der noch nicht vollständig durcherstarrte Strang und damit auch der noch flüssige Kern geringfügig verwalzt.

[0059] In Schritt (d) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die in Schritt (c) gebildete Bramme bevorzugt auf eine Temperatur im Bereich von 1 100°C bis 1250°C erwärmt, bevorzugter im Bereich von 1200 ^ bis 1250°C. Bevorzugt liegt die Aufheizrate dabei im Bereich von 1 bis 4 K/min.

[0060] In Schritt (e) wird die Bramme bevorzugt entzundert. Bevorzugt wird die Bramme mit einem Hochdruckbrammenwascher entzundert.

[0061 ] Beim Entzundern wird die auf der Oberfläche von Stahl bei hohen Temperaturen gebildete, bevorzugt aus Eisenoxiden bestehende Zunderschicht entfernt. Das Entzundern kann nach üblichen, dem Fachmann bekannten Methoden wie beispielsweise durch Beizen, Bürsten, Strahlen, Biegeentzundern oder Flammstrahlen erfolgen. Bevorzugt erfolgt das Entzundern mit Wasser bei einem Druck im Bereich von 150 bis 300 bar. [0062] In Schritt (f) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt bevorzugt das Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt. Bevorzugt liegt die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1050 ^< € bis 1200 ^< €. Die Endwalztemperatur beträgt bevorzugt > 880 °C und kleiner 1000 °C. Bevorzugt wird in jedem Walzstich eine Stichabnahme e von > 10 % erzielt. Bevorzugt liegt die Stichabnahme e für jeden Walzstich im Bereich von 10 bis 50 %. Die Stichabnahme e ergibt sich für jeden Walzstich gemäß der folgenden Beziehung: e = (hE - hA) / hE ^* 100 % wobei hE die Dicke des Walzguts beim Einlauf in das Walzgerüst, das heißt vor Beginn des jeweiligen Walzstichs, in mm ist und hA die Dicke des Walzguts nach dem Auslauf aus dem Walzgerüst, das heißt nach dem jeweiligen Walzstich, in mm ist.

[0063] Bevorzugt wird eine Gesamtumformung ev von 80 bis 98 % erzielt. Die Gesamtumformung ev ergibt sich gemäß der folgenden Beziehung: ev = (h0 - h1 ) / h0 ^* 100 % wobei hO die Dicke des Walzguts vor dem Beginn des gesamten Walzvorgangs, das heißt vor dem ersten Walzstich, in mm ist und h1 die Dicke des Walzguts nach dem gesamten Walzvorgang, das heißt nach dem letzten Walzstich, in mm ist.

[0064] Bevorzugt erfolgt das Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt reversierend auf einer Grobblechstraße bevorzugt mit einem Duo- oder Quartowalzgerüst und einer ggf. anschließenden Fertigstraße mit mehreren Walzgerüsten oder über ein Warmbandwerk, bestehend aus einem Vorwalzgerüst und einer Fertigstraße mit bis zu sieben Walzgerüsten.

[0065] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus mindestens einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung ein schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts auf eine unterhalb von 200 °C liegende Temperatur umfasst, wobei die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 K/s beträgt. Wird das Stahlflachprodukt unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus einer Härtebehandlung unterzogen, wird das Stahlflachprodukt insbesondere ohne weiteres Erwärmen der Härtebehandlung unterzogen. Bevorzugt hat dann das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen eine Endwalztemperatur von mindestens 860 °C.

[0066] In einer anderen bevorzugten Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen mindestens einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung die folgenden Schritte umfasst:

(i) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, wobei die Ac3-Temperatur berechnet werden kann mit

Ac3 [ ^< €] = 902 - 255 ^* [C] + 19 ^* [Si] - 1 1 ^* [Mn] - 5 ^* [Cr] + 13 ^* [Mo] - 20 ^* [Ni] + 55 ^* [V];

wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind; und

(ii) schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200 ^ liegende Temperatur.

[0067] Die Ac3-Temperatur kennzeichnet die Umwandlungstemperatur beim Erwärmen des Stahls, bei der die Umwandlung des Ferrits in den Austenit endet. Die Ac3-Temperatur kann nach Hougardy näherungsweise berechnet werden mit:

Ac3 [ ^< C] = 902 - 255 ^* [C] + 19 ^* [Si] - 1 1 ^* [Mn] - 5 ^* [Cr] + 13 ^* [Mo] - 20 ^* [Ni] + 55 ^* [V], wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind.

[0068] Ein Erwärmen des Stahlflachprodukts auf Austenitisierungstemperatur zur Härtebehandlung ist insbesondere dann erforderlich, wenn das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen abkühlt. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt zur Härtebehandlung zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur erwärmt, welche mindestens 40K oberhalb der Ac3- Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, um eine vollständige Austenitisierung des Materials zu erreichen. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt zur Härtebehandlung auf eine Austenitisierungstemperatur im Bereich von 860 °C bis maximal 920 °C gebracht, bevorzugter im Bereich von 870 °C bis 920 °C.

[0069] Das Stahlflachprodukt wird nach dem Erwärmen in einem geeigneten Abschreckmedium so schnell abgeschreckt, dass sich mindestens 70 % Martensit, bevorzugt 80 % Martensit, besonders bevorzugt 90 % Martensit, ganz besonders bevorzugt 100 % Martensit bildet. Geeignete Abschreckmedien sind beispielsweise Wasser oder Öl. Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt wird dabei schnell, das heißt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 25 K/s von der Austenitisierungstemperatur auf eine Temperatur von höchstens 200 °C abgeschreckt. Bevorzugt sind zwischen 800 °C und 500 °C Abkühlgeschwindigkeiten von mindestens 25 K/s, bevorzugter mindestens 50 K/s, mindestens 100 K/s, mindestens 150 K/s oder mindestens 200 K/s erforderlich.

[0070] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung aus der Walzhitze heraus mindestens einer weiteren Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung die folgenden Schritte umfasst:

(i) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, wobei die Ac3-Temperatur berechnet werden kann mit

Ac3 [ ^< €] = 902 - 255 ^* [C] + 19 ^* [Si] - 1 1 ^* [Mn] - 5 ^* [Cr] + 13 ^* [Mo] - 20 ^* [Ni] + 55 ^* [V]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind; und

(ii) schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200^ liegende Temperatur.

[0071 ] Ein wesentlicher Unterschied zu dem aus EP 2 267 177 A1 bekannten Stahlflachprodukt ist, dass die Mindest-Austenitisierungstemperatur des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zur gleichmäßigen Austenitisierung bevorzugt größer oder gleich 860 'Ό beträgt. Geringere Austenitisierungstemperaturen von kleiner 860 'Ό führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes bevorzugt zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die es zu verhindern gilt. Des Weiteren sollte die Austenitisierungstemperatur bevorzugt < 920 ^ betragen, da höhere Temperaturen das Austenitkornwachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-technologischen Eigenschaften führen würde. Untersuchungen haben gezeigt, dass die optimale Austenitisierungstemperatur für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt bevorzugt ca. 880 'Ό beträgt.

[0072] Neben der Austenitisierungstemperatur wird das Austenitkornwachstum bevorzugt auch durch die Austenitisierungsdauer beeinflusst, wobei jedoch die Temperatur bevorzugt einen größeren Einfluss auf das Austenitkornwachstum hat. In einer bevorzugten Ausführungsform beträgt die Haltedauer auf Austenitisierungstemperatur des erfindungs- gemäßen Stahlflachprodukts höchstens 60 Minuten, bevorzugter höchstens 30 Minuten oder höchstens 15 Minuten.

[0073] In einer bevorzugten Ausführungsform erfolgt die Härtebehandlung des Stahlflachprodukts mehrfach, insbesondere zweifach oder dreifach. Bevorzugt wird durch eine gezielte Wiederholung des Härtevorgangs die Feinkörnigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes gezielt beeinflusst bzw. bevorzugt um eine Korngrößenklasse gemäß DIN EN ISO 643 verbessert. Bevorzugt führt eine zweite Härtebehandlung durch den Effekt der Austenitkornfeinung zu einem sehr feinen martensitischen Gefüge mit verbesserten mechanisch-technologischen Eigenschaften.

[0074] Bei der ersten Härtebehandlung kann das Stahlflachprodukt entweder unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus einer Härtebehandlung unterzogen werden, oder das Stahlflachprodukt kann zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur erwärmt werden, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt und dann einer Härtebehandlung unterzogen werden. Bei jeder weiteren Härtebehandlung wird das Stahlflachprodukt zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur erwärmt, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, und wird dann einer Härtebehandlung unterzogen.

[0075] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung angelassen, wobei die Haltezeit der Anlassbehandlung weniger als 15 Minuten beträgt und die Temperatur der Anlassbehandlung unterhalb der Ac1 -Temperatur liegt, wobei die Ac1 -Temperatur nach Hougardy näherungsweise berechnet werden kann mit

Ad [ °C] = 739 - 22 ^* [C] + 2 ^* [Si] - 7 ^* [Mn] + 14 ^* [Cr] + 13 ^* [Mo] - 13 ^* [Ni] + 20 ^* [V], wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind.

[0076] Die Ac1 -Temperatur kennzeichnet dabei die Umwandlungstemperatur beim Erwärmen des Stahls, bei der die Bildung des Austenits beginnt. In einer bevorzugten Ausführungsform beträgt die Haltezeit höchstens 10 Minuten.

[0077] Ein Anlassen umfasst dabei eine Wärmebehandlung, in der das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gezielt erwärmt wird, um seine Eigenschaften zu beeinflussen. Bevorzugt erfolgt das Anlassen des feindispersen-martensitischen Gefüges im Temperaturbereich von 150°C bis 300 ^< €, bevorzugter im Bereich von 225 ^< € bis 275°C. Bevorzugt wird durch das kurzzeitige Anlassen des feindispersen-martensitischen Gefüges eine optimale Kombination von Festigkeit und Zähigkeit eingestellt, wobei eine gewisse Festigkeitsminderung zu Gunsten der Zähigkeitseigenschaften in Kauf genommen werden muss.

[0078] Bevorzugt wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt zweifach gehärtet und angelassen. Bevorzugter wird das erfindungsgemäße Stahlfachprodukt dreifach gehärtet und angelassen.

[0079] Bevorzugt wird nach der ersten Härtebehandlung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes eine ehemalige Austenitkorngröße der Korngrößenklasse 12 gemäß DIN EN ISO 643 erreicht. Unter dem ehemaligen Austenitkorn ist dabei das vor der Härtebehandlung vorliegende Austenitkorn zu verstehen. Wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt einer zweiten Härtebehandlung bzw. einem Doppelhärten unterzogen, bewirkt dies bevorzugt eine weitere Halbierung der Korngröße und es wird bevorzugt eine ehemalige Austenitkorngröße der Korngrößenklasse 13 gemäß DIN EN ISO 643 eingestellt. Die Kornfeinung trägt bevorzugt zu einer Verbesserung der mechanisch-technologischen Eigenschaften bei, insbesondere zu einer Erhöhung des Streckgrenzen- und Zähigkeitsniveaus. Bevorzugt beträgt die Mindeststreckgrenze des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes nach der Härtebehandlung mindestens 1 .300 MPa, bevorzugter mindestens 1350 MPa, mindestens 1370 MPa, mindestens 1400 MPa, mindestens 1440 MPa, mindestens 1480 MPa oder mindestens 1 .500 MPa. Bevorzugt beträgt die Zugfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes nach der Härtebehandlung mindestens 1 .400 MPa, bevorzugter mindestens 1480 MPa, mindestens 1500 MPa, mindestens 1550 MPa, mindestens 1580 MPa, mindestens 1600 MPa oder mindestens 1650 MPa.

[0080] In einer bevorzugten Ausführungsform hat das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt vor der Härtebehandlung eine ehemalige Austenitkorngröße von > 1 1 gemäß DIN EN ISO 643 (05.2013) bzw. gemäß G 0551 (2005), was insbesondere zu einem feindispersen- martensitischen Gefüge mit homogenen Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften führt. Damit weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt im Vergleich zu dem aus EP 2 267 177 A1 bekannten Stahlflachprodukt ein wesentlich feineres ehemaliges Austenitkorn auf.

[0081 ] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt bevorzugt nach dem letzten Walzstich mittels einer geeigneten Wasser-Abschreckvorrichtung direkt aus der Walzhitze heraus gehärtet. Dabei wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt schnell, das heißt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 25 K/s von einer Endwalztemperatur > 880°C auf eine Temperatur von höchstens 200^ abgeschreckt. Bevorzugt beträgt dabei die Abkühlgeschwindigkeit zwischen 800 °C und 500 °C mindestens 25 K/s, bevorzugt mindestens 50 K/s, besonders bevorzugt mindestens 100 K/s, mindestens 150 K/s oder mindestens 200 K/s..

[0082] Erfolgt das Warmwalzen über ein Warmbandwerk, kann in Schritt (g) des erfindungsgemäßen Verfahrens das Stahlflachprodukt zu einem Coil aufgehaspelt werden. Als Haspeln wird dabei das Aufwickeln von gewalzten Stahlflachprodukten bezeichnet und ein Coil ist die Bezeichnung für ein aufgewickeltes Metallband. In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt aufgehaspelt, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800 'C beträgt.

[0083] In einer anderen bevorzugten Ausführungsform wird das Warmband aus der Walzhitze heraus mittels Wasser auf eine Temperatur < 200 ^ abgeschreckt.

[0084] Ein weiteres Unterscheidungsmerkmal des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes im Vergleich zu dem aus EP 2 267 177 A1 bekannten Stahllfachprodukt ist, dass die Erfindung in Blechdicken von 3,0mm bis 40,0 mm und Blechbreiten bis zu 3900mm hergestellt werden kann.

[0085] In einer bevorzugten Ausführungsform liegt die Blechdicke des Stahlflachprodukts im Bereich von 3,0 mm bis 40,0 mm, bevorzugter im Bereich von 4,0 bis 15,0 mm.

[0086] Bevorzugt beträgt die Blechbreite des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts < 3900 mm.

[0087] Zur Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird dabei bevorzugt ein höherer Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-%, bevorzugt in Kombination mit einer maßgeschneiderten Analysenabstufung der Elemente Chrom, Nickel, Mangan und Molybdän zur Einstellung eines bevorzugt rein martensitischen Gefüges mit entsprechenden Festigkeitseigenschaften bis zu einer Blechdicke von maximal 40,0 mm benötigt. Eine Verringerung des Kohlenstoffgehaltes würde den Beginn einer Bainitbildung zu kürzeren Abkühlzeiten verschieben, so dass nur noch geringere Blechdicken aus einem rein martensitischen Gefüge bestehen würden. Höhere Blechdicken würden ein unerwünschtes Mischgefüge aus Martensit und unterschiedlichen Bainitanteilen aufweisen, welche wiederum die mechanisch-technologichen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflussen würden. [0088] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen beschrieben.

[0089] In systematischen Labor- und Betriebsversuchen wurden insgesamt sechs Stahlschmelzen erzeugt, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Zusätzlich wurden für die Schmelzen die Kohlenstoffäquivalente CET, Pcm und Ceq berechnet. Die Stahlschmelzen A, B, C, D und E wurden im Labor erzeugt, Stahlschmelze F wurde betrieblich erprobt. Bei den Stahlschmelzen A, B, C und D handelt es sich um Schmelzen, die als Vergleichsbeispiele mit aufgenommen wurden. Nur die Schmelzen E und F betreffen das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt. Alle Stahlschmelzen wurden zu Brammen vergossen, die anschließend mit einer Aufheizrate von 4 K/min auf eine Brammentemperatur gemäß Tabelle 2 erwärmt, vor dem Walzen mit einem Druck von 200 bar mit Wasser entzundert und danach mit einer Stichabnahme e von 10-50 % und einer Gesamtumformung ev zwischen 81 und 98 % zu Stahlflachprodukten ausgewalzt wurden. Nach dem Walzen wurden die Stahlflachprodukte an Luft ruhend oder im Stapel ruhend abgekühlt. Zur Wärmebehandlung wurden die Stahlflachprodukte auf eine Austenitisierungstemperatur gemäß Tabelle 3 erwärmt, 15 min auf dieser Temperatur gehalten, anschließend von der Austenitisierungstemperatur mit Wasser auf eine Kühlstopptemperatur abgeschreckt. Einige Stahlflachprodukte wurden anschließend auf eine Anlasstemperatur gemäß Tabelle 5 erwärmt, 10 min auf der Anlasstemperatur gehalten und dann an Luft abgekühlt. Andere Stahlflachprodukte wurden nach der ersten Härtebehandlung erneut auf eine Austenitisierungstemperatur gemäß Tabelle 4 erwärmt, 15 min auf dieser Austenitisierungstemperatur gehalten, anschließend von der Austenitisierungstemperatur mit Wasser auf eine Kühlstopptemperatur kleiner 200 'Ό abgeschreckt und einer Anlassbehandlung bei Temperaturen gemäß Tabelle 5 und einer jeweiligen Haltezeit von 10 min und anschließender Luftabkühlung unterzogen. Ein Teil der zweifach gehärteten Stahlflachprodukte wurde vor dem Anlassen einer dritten Härtebehandlung gemäß Tabelle 5 und einer Austenitisierungsdauer von jeweils 15 min unterzogen. Das Anlassen der dreifach gehärteten Stahlflachprodukte wurde bei Temperaturen gemäß Tabelle 5 und Haltezeiten von jeweils 10 min mit anschließender Luftabkühlung durchgeführt, Jedem erzeugten Stahlflachprodukt der Stähle A bis F wurde eine entsprechende Proben-Nr. zugeordnet. Die Walz- und Wärmebehandlungsparameter für die Härte- und Anlassbehandlung der erzeugten Stahlflachprodukte können aus den Tabellen 2 bis 5 entnommen werden.

[0090] Die mechanischen Eigenschaften aus dem Zug- und dem Kerbschlagbiegeversuch sowie die Oberflächenhärte und die ehemalige Austenitkorngröße können für die erzeugten Stahlflachprodukte aus Tabelle 6 entnommen werden. Bei der in Tabelle 6 angegebenen Austenitkorngröße handelt es sich um die ehemalige Austenitkorngröße.

[0091 ] Die Bestimmung der ehemaligen Austenitkorngröße erfolgt gemäß DIN EN ISO 643 an Längsschliffen, die aus den Stahlflachprodukten im einfach- bis dreifachgehärteten Zustand entnommen wurden. Die Ätzung wurde nach dem Verfahren von Bechet-Beaujard mit konzentrierter Pikrinsäure durchgeführt.

[0092] Die Zugversuche zur Bestimmung der Streckgrenze Rp0,2, der Zugfestigkeit R _m und der Bruchdehnung A wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 an Querproben durchgeführt. Die Kerbschlagbiegeversuche zur Ermittlung der Kerbschlagarbeit Av bei Prüftemperaturen von -20°C, -40 ^< € und -60°C wurden gemäß DIN EN ISO 148-1 an Querproben durchgeführt. Sofern Härtewerte angegeben sind, handelt es sich um die Brinellhärte. Die Härte wird ca. 1 mm unterhalb der Blechoberfläche gemessen und wird gemäß DIN EN ISO 6506-1 bestimmt.

[0093] Aus Tabelle 7 kann für jedes Stahlflachprodukt der Stähle A, B, C, D, E und F der Wärmebehandlungszustand, das Gefüge, eine abschließende Bewertung und eine Bewertung des Kaltumformverhaltens entnommen werden.

[0094] Die Gefügeuntersuchung erfolgte mittels Licht- und Rasterelektronenmikroskopie an Längsschliffen, die aus den Stahlflachprodukten entnommen und mit Nital geätzt wurden. Mit dem Feldemmissions- Transmissionselektronenmikroskop (FE-TEM) wurde sowohl der Gefüge- als auch der Ausscheidungszustand bestimmt. Neben der konventionellen Hellfeldabbildung wurden der Hellfeld-STEM- Modus (STEM, scanning transmission electron microscopy) und der Dunkelfeld-STEM-Modus angewendet. Das Kaltumformverhalten wurde durch Biegeversuche nach DIN EN ISO 7438 mit der Biegelinie senkrecht und parallel zur Walzrichtung, mit einem Biegewinkel > 90°, erprobt.

[0095] Wie bereits beschrieben, wurden die Schmelzen A bis D im Labor erzeugt und als Vergleichsbeispiele mit aufgenommen. Diese Schmelzen weisen im Vergleich zur Analyse des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes (Stahlschmelzen E und F) einen geringeren Kohlenstoff-Gehalt auf, der zu einem geringeren Streckgrenzen- und Zugfestigkeitsniveau führt. Die für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt geforderten Festigkeitseigenschaften werden von den Stahlschmelzen der Vergleichsbeispiele nicht erfüllt. [0096] Die im Labor erprobte Stahlschmelze E weist im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen einen höheren Kohlenstoff-Anteil auf, so dass für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt das geforderte Streckgrenzen- und Zugfestigkeitsniveau bei gleichzeitig ausreichender Zähigkeit erreicht wird.

[0097] Anhand dieser Erkenntnisse wurde für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt eine Betriebsschmelze F erzeugt. Die mechanisch-technologischen Eigenschaften der Betriebsschmelze F wurden nach ^" I xHärten und Anlassen (Proben F1 bis F1 1 ), nach 2xHärten und Anlassen (Proben F12 bis F37) und nach 3xHärten und Anlassen (Proben 38 bis F50) für die Austenitisierungstemperaturen 880 °C oder 920 ^ ermittelt und können aus Tabelle 6 und 7 entnommen werden. Für die Varianten I xHärten bei Austenitisierungstemperaturen von 880 ^< € (Proben F7 bis F1 1 ) oder 920 ^< € (Proben F1 bis F6) und für die Variante 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 920 °C (Probe F12) wurde nach dem Anlassen ein befriedigendes Streckgrenzen- und Zugfestigkeitsniveau bei guter Zähigkeit erreicht. Das Kaltumformverhalten dieser Varianten kann insgesamt als befriedigend bezeichnet werden. Die genannten Varianten weisen eine Austenitkorngröße der Korngrößenklasse KG-12 gemäß DIN EN ISO 643 auf. Des Weiteren konnten bei diesen Varianten gröbere Martensitplatten mit gröberen Ausscheidungen an (Nb, Mo)C bzw. (Nb, Mo)C mit Spuren an Vanadin nachgewiesen werden. Die Ausscheidungen weisen dabei mehrheitlich einen mittleren Durchmesser von ca. 8 nm auf. Restaustenit wurde nicht nachgewiesen, es war jedoch teilweise nadeiförmiger Zementit (Fe ₃ C) vorhanden. Zementit und grobe Ausscheidungen entziehen dem Gefüge Kohlenstoffanteile und machen deren Martensit weicher. Daher weisen diese Varianten im Vergleich zum Verfahren 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880°C und Anlassen (Proben F13 bis F37) ein geringeres Festigkeitsniveau auf.

[0098] Ein Vergleich der Probe F4 mit der Probe F12 bzw. ein Vergleich der Proben F7 bis F1 1 mit den Proben F13 bis F37 zeigt, dass bei Proben mit ansonsten gleichen Bedingungen die Streckgrenze, Zugfestigkeit und Kerbschlagarbeit für die Varianten mit zweifachem Härten und Anlassen im Vergleich zu einfachem Härten und Anlassen verbessert sind. Ein Vergleich der Proben F13 bis F37 mit den Proben F38 bis F50 zeigt, dass die Streckgrenze und Zugfestigkeit für die Proben mit dreifachem Härten und Anlassen (F38 bis F50), durch eine weitere Verringerung der ehemaligen Austenitkorngröße, nochmals erhöht sind gegenüber den Proben mit zweifachem Härten und Anlassen (F13 bis F37).

[0099] Ein Vergleich der Proben F1 bis F6 mit den Proben F7 bis F1 1 bzw. ein Vergleich der Probe F12 mit Probe F35 zeigt, dass bei ansonsten gleichen Bedingungen die mechanischen Eigenschaften Streckgrenze, Zugfestigkeit und Zähigkeit für die Varianten mit einer geringeren Austenitisierungstemperaturen von 880 °C im Vergleich zu einer erhöhten Austenitisierungstemperatur von 920 °C verbessert sind. Besonders gute Ergebnisse und eine Verbesserung des Kaltumformverhaltens konnten bei Proben erzielt werden, die sowohl zweifach oder dreifach gehärtet wurden als auch bei niedrigeren Temperaturen von 880 'Ό für den Härteprozess austenitisiert wurden (Proben F13 bis F37). Untersuchungen ergaben, dass sich die ehemalige Austenitkorngröße des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes durch das Verfahren 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von jeweils 880 'Ό und Anlassen (Proben F13 bis F37) um bis zu eine Korngrößenklasse, von KG-12 auf KG-13 gemäß DIN EN ISO 643 verbessern lässt. Das genannte Verfahren der Wärmebehandlung führt in Kombination mit einer Austenitisierungstemperatur von 880 'Ό bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zur Bildung sehr feiner Martensit-Nadelpakete mit feinsten Nano-Karbidausscheidungen. Mit Hilfe der STEM-Dunkelfelddarstellung konnte nachgewiesen werden, dass das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt nach dem Verfahren 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 °C und Anlassen sehr gleichmäßig verteilte Nano-Karbidausscheidungen (Nb, Mo)C bzw. (Nb, Mo)C mit Spuren an Vanadium enthält. Die Nano-Karbidausscheidungen weisen mehrheitlich einen mittleren Durchmesser von 4 nm auf. Restaustenit wurde nicht nachgewiesen. Es war auch kein nadeiförmiger Zementit (Fe ₃ C) vorhanden.

[00100] Die spezielle Matrix des martensitischen Gefüges, bestehend aus sehr feinen Martensit-Nadelpaketen, führt in Kombination mit den sehr fein- und gleichmäßig verteilten Nano-Karbidausscheidungen bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu einer merklichen Erhöhung des Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus bei gleichzeitig guter Kaltumform barkeit.

[00101 ] Das Streckgrenzen- und Festigkeitsniveau des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes liegt bei der Wahl des Verfahrens 2xHärten (Austenitisierungstemperatur von 880 °C) und Anlassen, im Vergleich zur Variante I xHärten (Austenitisierungstemperatur von 880 °C) und Anlassen, bei einem stabil guten Zähigkeitsniveau rund 60 MPa höher. Durch dreifaches Härten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 'Ό und Anlassen kann im Vergleich zur Variante 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 °C und Anlassen das Streckgrenzenniveau des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts noch einmal um rund 60 MPa gesteigert werden, wobei wiederum das Zugfestigkeits- und Zähigkeitsniveau stabil bleibt. Durch das spezielle Verfahren 3xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 °C und Anlassen können sogar Mindeststreckgrenzen, die bevorzugt über mindestens 1400 MPa, bevorzugter über mindestens 1440 MPa liegen, sicher eingestellt werden.

Chemische Zusammensetzung [Gew.-%] ^* )

CET Pcm Ceq Ad Ac3

Stahl H

C Si Mn P S AI Cr Cu Nb Mo N Ti V Ni B Ca [%] [%] [%] [°C] [°C]

[ppm]

A 0,20 0,22 0,90 0,008 0,005 0,04 0,49 0,02 0,015 0,38 0,0041 0,006 0,02 1 ,31 0,0018 1 ,9 0,0008 0,39 0,34 0,59 724 829

B 0,20 0,30 1 ,00 0,004 0,005 0,03 0,71 0,04 0,031 0,63 0,0045 0,007 0,01 2,00 0,0004 1 ,8 0,0009 0,45 0,37 0, 73 720 817

C 0, 19 0,29 0,98 0,003 0,005 0,10 0,71 0,03 0,029 0,63 0,0039 0,005 0,00 1 ,93 0,0022 2,0 0,0009 0,44 0,37 0, 72 722 820

D 0,20 0,31 1 ,02 0,004 0,005 0,08 0,71 0,03 0,027 0,63 0,0051 0,006 0,03 1 ,99 0,0024 2,0 0,0007 0,45 0,39 0, 74 720 818

E 0,24 0,30 1 ,00 0,004 0,006 0,08 0,69 0,04 0,024 0,55 0,0021 0,007 0,04 1 ,20 0,0027 1 ,9 0,0008 0,46 0,41 0, 73 729 825

F 0,23 0,33 0,87 0,009 0,002 0,09 0,67 0,03 0,023 0,56 0,0045 0,008 0,04 1 ,10 0,0023 2,0 0,0007 0,44 0,39 0,69 731 831

Tabelle 1

^* ) Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich unwirksamer Spuren an As, Co und Sn

CET: Kohlenstoffäquivalent nach Uwer und Höhne

Pcm: Kohlenstoffäquivalent nach Ito & Bessyo

Ceq: Kohlenstoffäquivalent nach Kihara

Berechnung von Ac1 und Ac3 jeweils nach Hougardy

A-D: Vergleichsbeispiele

E-F: erfindungsgemäße Beispiele

BlechBram m enBram m enWalzanfangsEndwalzGesam tumform ung

Probe-

Stahl dicke dicke tem peratur tem peratur tem peratur

Nr. e _v

[m m ] [m m] [°C] [°C] [°C] [%]

A1 10,5 55 1200 1140 880 81

A2 10,5 55 1200 1140 880 81

A

A3 10,5 55 1200 1140 880 81

A4 10,5 55 1200 1140 880 81

B1 10,1 55 1200 1140 890 82

B2 10,1 55 1200 1140 890 82

B

B3 10,1 55 1200 1140 890 82

B4 10,1 55 1200 1140 890 82

C1 10,2 55 1200 1140 910 81

C2 10,2 55 1200 1140 910 81

C3 10,2 55 1200 1140 910 81

C

C4 10,2 55 1200 1140 910 81

C5 6,2 55 1200 1140 845 89

C6 6,2 55 1200 1140 845 89

D1 10,1 55 1200 1140 890 82

D2 10,1 55 1200 1140 890 82

D

D3 10,1 55 1200 1140 890 82

D4 10,1 55 1200 1140 890 82

E1 6,0 60 1200 1140 865 90

E2 6,0 60 1200 1140 865 90

E3 6,1 60 1200 1140 855 90

E4 6,1 60 1200 1140 855 90

E

E5 10,0 60 1200 1140 930 83

E6 10,0 60 1200 1140 930 83

E7 9,9 60 1200 1140 925 83

E8 9,9 60 1200 1140 925 83

Tabelle 2 - Teil 1

BlechBram m enBram m enWalzanfangsEndwalzGesam tumform ung

Probe-

Stahl dicke dicke tem peratur tem peratur tem peratur

N r. e _v

[m m] [m m ] [°C] [°C] [°C] [%]

F1 10,4 260 1250 1119 919 96

F2 8,4 260 1250 1136 896 97

F3 6,4 260 1250 1107 885 98

F4 12,5 260 1250 1124 992 95

F5 6,7 260 1250 1110 882 97

F6 8,7 260 1250 1127 893 97

F7 6,6 260 1250 1116 908 97

F8 6,7 260 1250 1110 882 97

F9 8,7 260 1250 1127 893 97

F10 8,8 260 1250 1130 883 97

F11 12,5 260 1250 1124 992 95

F12 12,5 260 1250 1124 992 95

F13 6,5 260 1250 1116 908 98

F14 6,5 260 1250 1110 882 98

F15 6,5 260 1250 1178 944 98

F16 6,5 260 1250 1178 944 98

F17 6,5 260 1250 1174 952 98

F18 6,5 260 1250 1174 952 98

F19 6,5 260 1250 1144 939 98

F20 6,5 260 1250 1144 939 98

F21 6,5 260 1250 1142 931 98

F22 6,5 260 1250 1142 931 98

F23 8,5 260 1250 1187 915 97

F24 8,5 260 1250 1187 915 97

F25 8,5 260 1250 1191 913 97

F

F26 8,5 260 1250 1191 913 97

F27 8,5 260 1250 1182 917 97

F28 8,5 260 1250 1182 917 97

F29 8,5 260 1250 1196 923 97

F30 8,5 260 1250 1196 923 97

F31 8,5 260 1250 1130 883 97

F32 8,5 260 1250 1127 893 97

F33 11 ,0 260 1250 1127 893 96

F34 11 ,0 260 1250 1127 893 96

F35 12,5 260 1250 1127 893 95

F36 15,0 260 1250 1127 893 94

F37 15,0 260 1250 1127 893 94

F38 6,0 260 1250 1127 893 98

F39 6,0 260 1250 1127 893 98

F40 6,5 260 1250 1127 893 98

F41 7,5 260 1250 1127 893 97

F42 7,5 260 1250 1127 893 97

F43 7,5 260 1250 1127 893 97

F44 8,0 260 1250 1127 893 97

F45 8,0 260 1250 1127 893 97

F46 8,0 260 1250 1127 893 97

F47 8,0 260 1250 1127 893 97

F48 8,5 260 1250 1127 893 97

F49 8,5 260 1250 1127 893 97

F50 8,5 260 1250 1124 992 97

Tabelle 2 - Teil 2 1 . Härten

Probe-

Stahl Mittlere Abkühlrate KühlstoppNr. Abschreckmedium Austenitiserungstemperatur [°C]

von 800 °C auf 500 °C [K/s] temperatur [°C]

A1 98

A2 98

Wasser 920 <200"C

A3 98

A4 98

B1 104

B2 104

B Wasser 920 <200"C

B3 104

B4 104

C1 102

C2 102

c C3 102

Wasser 920 <200"C

C4 102

C5 228

C6 228

D1 104

D2 104

D Wasser 920 <200"C

D3 104

D4 104

E1 237

E2 237

E3 231

E4 231

E Wasser 920 <200"C

E5 106

BS 106

E7 107

BS 107

Tabelle 3 - Teil 1

1 . Härten

Probe-

Stahl Mittlere Abkühlrate Kühlstopp- Nr. Abschreckmedium Austenitiserungstemperatur [°C]

von 800 °C auf 500 °C [K/s] temperatur [°C]

F1 100

F2 141

F3 215

Wasser 920 <200"C

F4 74

F5 202

F6 131

F7 204

F8 202

F9 Wasser 880 131 <200"C

F10 130

F1 1 74

F12 Wasser 920 74 <200"C

F13 210

F14 210

F15 210

F16 210

F17 210

F18 210

F19 210

F20 210

F21 210

F22 210

F23 137

F24 137

F25 137

F

F26 137

F27 137

F28 137

F29 137

F30 137

F31 137

Wasser 880 <200"C

F32 137

F33 91

F34 91

F35 74

F36 55

F37 55

F38 239

F39 239

F40 210

F41 167

F42 167

F43 167

F44 151

F45 151

F46 151

F47 151

F48 137

F49 137

F50 137

Tabelle 3 - Teil 2 2. Härten

Probe-

Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate KühlstoppN r. Abschreckm edium

tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C]

A1

A2

A - - - -

A3

A4

B1

B2

B - - - -

B3

B4

C1

C2

C3

C - - - -

C4

C5

C6

D1

D2

D - - - -

D3

D4

E1

E2

E3

E4

E - - - -

E5

E6

E7

E8

Tabelle 4 - Teil 1

2. Härten

Probe-

Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate KühlstoppN r. Abschreckm edium

tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C]

F12 Wasser 920 74 <200 ^< €

F13 210

F14 210

F15 210

F16 210

F17 210

F18 210

F19 210

F20 210

F21 210

F22 210

F23 137

F24 137

F25 137

F26 137

F27 137

F28 137

F29 137

F30 137

F F31 137

Wasser 880 <200 ^< €

F32 137

F33 91

F34 91

F35 74

F36 55

F37 55

F38 239

F39 239

F40 210

F41 167

F42 167

F43 167

F44 151

F45 151

F46 151

F47 151

F48 137

F49 137

F50 137

Tabelle 4 - Teil 2 3. Härten Anlass¬

Probe-

Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate Kühlstopptem peratur Nr. Abschreckm edium

tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C] [°C]

A1 -

A2 225

A - - - -

A3 250

A4 300

B1 -

B2 225

B - - - -

B3 250

B4 300

C1 -

C2 225

C3 250

C - - - -

C4 300

C5 250

C6 300

D1 -

D2 225

D - - - -

D3 250

D4 300

E1 -

E2 100

E3 150

E4 250

E - - - -

E5 -

E6 100

E7 150

E8 250

Tabelle 5 - Teil 1

3. Härten Anlass¬

Probe-

Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate Kühlstopptem peratur Nr. Abschreckm edium

tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C] [°C]

F1 255

F2 255

F3 255

F4 250

F5 220

F6 220

F7 255

F8 255

F9 - - - - 255

F10 255

F11 250

F12 - - - - 250

F13 255

F14 255

F15 255

F16 255

F17 255

F18 255

F19 255

F20 255

F21 255

F22 255

F23 255

F24 255

F25 - - - - 255

F26 255

F27 255

F28 255

F29 255

F30 255

F31 255

F32 255

F33 255

F34 255

F35 250

F36 255

F37 255

F38 239 255

F39 239 255

F40 210 255

F41 167 255

F42 167 255

F43 167 255

F44 Wasser 880 151 <200 ^< € 255

F45 151 255

F46 151 255

F47 151 255

F48 137 255

F49 137 255

F50 137 255

Tabelle 5 - Teil 2 Zugversuch, quer Kerbschlagarbeit, quer

Probe- Härte Austenitkorngrö ße

Stahl Rp0,2 Rm A Av -60 °C Av -40 °C Av -20 °C

Nr. [HB] gem . DIN EN ISO 643 [MPa] [MPa] [%] [J] [J] [J]

A1 1080 1492 6,8 - 33 - -

A2 1180 1395 9,2 - 38 - -

A -

A3 1200 1410 10, 1 - 35 - -

A4 1191 1382 10,5 - 32 - -

B1 1270 1655 10,8 - 32 - -

B2 1282 1501 14, 1 - 34 - -

B -

B3 1275 1480 11,3 - 39 - -

B4 1231 1410 11,4 - 36 - -

C1 1120 1505 4,8 - 37 - -

C2 1219 1453 7,2 - 36 - -

C3 1095 1372 6,5 - 34 - -

C -

C4 1295 1500 13,0 - - - -

C5 1280 1481 10,6 - - - -

C6 1117 1320 11,2 - - - -

D1 1253 1615 9,2 - 34 - -

D2 1260 1450 8,5 - 36 - -

D -

D3 1181 1435 8,0 - 34 - -

D4 1175 1380 9,0 - 31 - -

E1 1366 1583 10,4 - 30 - -

E2 1407 1637 9,6 - 28 - -

E3 1426 1605 8,4 - 28 - -

E4 1410 1610 9,2 - 28 - -

E -

E5 1434 1572 10,3 - 32 - -

E6 1432 1589 9,2 - 28 - -

E7 1386 1636 10,0 - 28 - -

E8 1414 1668 11,2 - 27 - -

Tabelle 6 - Teil 1

Für Untermaßproben, das heißt für Proben, die aus Blechen mit einer Dicke kleiner 10 mm gefertigt wurden, wurde die im Kerbschlagbiegeversuch absorbierte Energie auf Vollproben, das heißt auf Proben mit einer Dicke von 10 mm, umgerechnet.

Zugversuch, quer Kerbschlagarbeit, quer

Probe- Härte Austenitkorngrö ße

Stahl Rp0,2 Rm A Av -60 °C Av -40 °C Av -20 °C

Nr. [HB] gem . DIN EN ISO 643

[MPa] [MPa] [%] [J] [J] [J]

F1 1303 1484 8,0 51 54 57 -

F2 1313 1548 8,0 50 53 60 -

F3 1307 1577 8, 1 50 55 58 -

F4 1300 1504 11,0 28 37 - -

F5 1316 1530 9,7 56 67 76 -

F6 1307 1483 10,0 46 60 62 -

KG-12

F7 1314 1513 8,7 51 68 72 -

F8 1337 1509 8,5 74 76 81 -

F9 1331 1516 8,5 63 69 75 -

F10 1356 1526 9,3 63 73 80 -

F1 1 1331 1543 10,7 30 34 - -

F12 1315 1534 8, 1 47 54 - -

F13 1393 1521 10,5 62 70 74 512

F14 1374 1523 10,2 66 69 76 502

F15 1394 1587 10,6 60 67 - -

F16 1390 1577 10,8 62 71 - -

F17 1400 1580 13,0 56 63 - -

F18 1411 1587 12,4 64 73 - -

F19 1422 1605 12,2 63 70 - -

F20 1385 1596 11,2 57 62 - -

F21 1395 1590 12,4 58 69 - -

F22 1400 1592 11,0 62 66 - -

F23 1389 1580 8,7 57 64 - 483

F24 1416 1599 10,4 38 62 - 487

F25 1406 1572 11,9 51 56 - 487

F26 1382 1570 10,4 50 58 - 490

F27 1408 1588 10,9 56 63 - 490

F28 1388 1568 10,5 48 60 - 476

F29 1386 1589 10,4 48 55 - 488

F30 1383 1580 12,7 47 58 - 488

F31 1387 1568 12,0 58 69 78 497

KG-13

F32 1412 1543 10,4 49 65 79 512

F33 1329 1493 8,7 - 56 - -

F34 1318 1504 8,8 - - - -

F35 1400 1561 12,3 48 63 - -

F36 1344 1573 9,2 - 44 - -

F37 1318 1577 10,0 - - - -

F38 1464 1564 10,0 - 50 - -

F39 1452 1565 8,0 - 55 - -

F40 1458 1570 10,0 - 51 - -

F41 1481 1577 10,0 - 52 - -

F42 1501 1582 10,0 - 56 - -

F43 1485 1579 10,0 - 57 - -

F44 1458 1582 9,0 - 60 - -

F45 1443 1573 11,0 - 53 - -

F46 1446 1571 10,0 - 63 - -

F47 1439 1570 10,0 - 56 - -

F48 1462 1570 9,0 - 51 - -

F49 1448 1562 9,0 - 51 - -

F50 1459 1573 8,0 - 44 - -

Tabell 6 - Teil 2

Für Untermaßproben, das heißt für Proben, die aus Blechen mit einer Dicke kleiner 10 mm gefertigt wurden, wurde die im Kerbschlagbiegeversuch absorbierte Energie auf Vollproben, das heißt auf Proben mit einer Dicke von 10 mm, umgerechnet. Kaltum form ¬

Probe- Wärm ebehandlungs- Gefüge

Stahl verhalten Nr. zustand [Flächen-%]

(Biegen)

A1 1x gehärtet 100% Martensit

A2

A 100% angelassener

A3 1x gehärtet + angelassen

Martensit

A4

B1 1x gehärtet 100% Martensit

B2

B 100% angelassener

B3 1x gehärtet + angelassen

Martensit

B4

C1 1x gehärtet 100% Martensit

C2

c C3

100% angelassener

C4 1x gehärtet + angelassen

Martensit

C5

C6

D1 1x gehärtet 100% Martensit

D2

D 100% angelassener

D3 1x gehärtet + angelassen

Martensit

D4

E1 1x gehärtet 100% Martensit

E2

100% angelassener

E3 1x gehärtet + angelassen

Martensit

E4-

E5 1x gehärtet 100% Martensit

EB

100% angelassener

E7 1x gehärtet + angelassen

Martensit

EB

Tabelle 7 - Teil 1

Kaltum form ¬

Probe- Wärm ebehandlungs- Gefüge

Stahl verhalten N r. zustand [Flächen-%]

(Biegen)

F1

F2

F3

1x gehärtet + angelassen

F4

F5

mehr als 95%

F6

angelassener Befriedigend

F7

Martens it

F8

F9 1 x gehärtet + angelassen

F10

F11

F12 2x gehärtet + angelassen

F13

F14

F15

F16

F17

F18

F19

F20

F21

F22

F23

F24

F25 2x gehärtet + angelassen

F

F26

F27

F28

F29

F30

100%

F31

angelassener Gut

F32

Martens it

F33

F34

F35

F36

F37

F38

F39

F40

F41

F42

F43

F44 3x gehärtet + angelassen

F45

F46

F47

F48

F49

F50

Tabelle 7 - Teil 2