CH639134A5

CH639134A5 - Verfahren zur herstellung von stahl mit niedrigem kohlenstoffgehalt.

Info

Publication number: CH639134A5
Application number: CH1325577A
Authority: CH
Inventors: Jayoung Koo; Gareth Thomas
Original assignee: Us Energy
Priority date: 1976-11-02
Filing date: 1977-10-28
Publication date: 1983-10-31
Also published as: CA1095748A; DE2749017A1; US4067756A; GB1569929A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und mit hoher Festigkeit sowie hoher Ziehfähigkeit. Der erfin-dungsgemässe hergestellte Stahl kennzeichnet sich durch eine Duplex-Ferrit-Martensit-Struktur in einer Faser-Mor-phologie.

Stahl mit hoher Festigkeit ist im allgemeinen für Anwendungsfälle vorgesehen, wo Gewichtseinsparungen erreicht werden können durch die höhere Festigkeit und bessere Dauerhaftigkeit des Stahls. Damit Stähle mit hoher Festigkeit als kommerzielle Materialien interessant sind, müssen sie eine hinreichende Ziehfähigkeit und Formfähigkeit besitzen, damit sie durch die üblichen Fabrikationsverfahren herstellbar sind. Die zwei verwendeten Hauptverfahren zur Herstellung von Stählen mit hoher Festigkeit und entsprechender Ziehfähigkeit beruhen auf einer sorgfältigen Auswahl der Legierungselemente und einer fachmännischen Manipulation der thermischen und/oder mechanischen Verarbeitung.

Eine spezielle Gruppe von Stählen mit einer chemischen Zusammensetzung, die speziell entwickelt wurde, um höhere mechanische Eigenschaftswerte zu erhalten, sind die hochfesten niederlegierten (high-strength low-alloy = HSLA) Stähle. Diese Stähle enthalten Kohlenstoff als ein Verstär-kungs- oder Verfestigungselement, und zwar in einer Menge, die konsistent ist mit der Schweissfähigkeit und Ziehfähigkeit. Verschiedene Pegel und Arten relativ teurer Legie-rungscarbidbildner oder -former werden hinzugefügt, um mechanische Eigenschaften zu erreichen, welche diese Stähle charakterisieren.

Kürzlich wurde erkannt, dass eine faserartige Martensit/ Ferrit-Mischung eine Mikrostrukturart ist, die eine zweckmässige Kombination mechanischer Eigenschaften besitzt. Das bekannte Verfahren zur Entwicklung einer solchen Mikrostruktur verwendete jedoch sowohl thermische als auch mechanische Behandlung. Derartige Verarbeitungsverfahren sind beispielsweise in US-Patenten 3 423 252 und 3 502 514 sowie Brit. Patent 1 091 942 beschrieben.

Es besteht ein Bedürfnis nach einem eine hohe Festigkeit und hohe Ziehfähigkeit besitzenden Stahl mit einer relativ einfachen Zusammensetzung, wobei der Stahl eine relativ einfache Verarbeitung erforderlich macht.

Die Erfindung sieht ein Verfahren zur Herstellung von Stahl mit einer Zusammensetzung, die im wesentlichen aus Eisen und aus 0,05 bis 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und 1 bis 3 Gewichtsprozent Silicium besteht, vor. Insbesondere besteht das erfindungsgemässe Verfahren darin, Stahl mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt, gekennzeichnet durch eine Duplex-Ferrit-Martensit-Mikrostruktur in einer Faser-Morphologie. Diese Mikrostruktur wird durch einfache Wärmebehandlung entwickelt und umfasst eine anfängliche Austenitisierungsbehandlung, gefolgt von einem Anlassen im (a+y)-Bereich mit dazwischen vorgesehener Abkühlung (quenching).

Das erfindungsgemässe Verfahren hat zum Ziel, einen verbesserten Stahl, der einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und eine hohe Festigkeit besitzt, herzustellen. Das Verfahren sieht ferner einen eine hohe Festigkeit besitzenden Nieder-Kohlenstoff-Stahl vor, der eine gesteuerte Martensit-Ferrit-Mikrostruktur aufweist, die ihrerseits einen grossen Bereich an Festigkeits- und Ziehfähigkeits-Kombinationen bietet. Das erfindungsgemässe Verfahren sieht ferner die Herstellung von einem eine hohe Festigkeit aufweisenden Nieder-Kohlenstoff-Stahl vor, die im wesentlichen allein durch einfache Wärmebehandlung erreicht wird.

Weitere Vorteile des erfindungsgemässen Verfahrens ergeben sich insbesondere aus der Beschreibung von Ausführungsbeispielen anhand der Zeichnungen wie folgt:

Fig. ladenFe-reichenTeildesFe-C-Phasendiagramms, Fig. lb den Fe-reichenTeil des 2,4 Gewichtsprozent Si-Abschnittes des Fe-Si-C-Phasendiagramms,

Fig. 2 eine schematische Darstellung des Prinzips der Wärmebehandlung zur Erzeugung faserartigen (fibrous) Martensits im Fe-0,lC-2Si-Stahl,

Fig. 3a eine optische Mikrographie, welche die nadeiförmige Duplex-Mikrostruktur zeigt, die in der Fe-0,lC-2Si-Le-gierung entwickelt wurde,

Fig. 3b eine Transmissionselektronen-Mikrographie, welche eine vergrösserte Ansicht der einzelnen Nadeln in 3a zeigt, umgeben von versetztem Ferrit,

Fig. 4 eine graphische Darstellung der Zugeigenschaften von Fe-0,lC-2Si-Stahl verglichen mit anderen Fe-0,1C-X-Legierungen, wobei X veränderliche Mengen von Cr und Si sind und mit Van 80 (einem im Handel verfügbaren Stahl), kommerziellem 1010-StahI und einem modifizierten 1010-Stahl,

Fig. 5 eine graphische Darstellung der Zugeigenschaften von Fe-0,lC-2Si-Stahl, verglichen mit den Eigenschaften ausgewählter kommerzieller HSLA-Stähle.

Allgemein handelt es sich um ein Verfahren zur Herstellung von Stahl mit einer hohen Festigkeit und hohen Ziehfähigkeit sowie einem niedrigen Kohlenstoffgehalt, der neben Eisen folgende Bestandteile enthält: von 0,05 bis 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und von 1 bis 3 Gewichtsprozent Silicium. Vorzugsweise liegt die vorhandene Kohlenstoffmenge in der Grössenordnung von 0,1 Gewichtsprozent und die vorhandene Siliciummenge liegt in der Grössenordnung von 2 Gewichtsprozent.

2

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Der nach dem erfmdungsgemässen Verfahren hergestellte Stahl ist charakterisiert durch eine einzigartige Mikrostruktur, die ein feiner isotroper acicularer (nadeiförmiger) Martensit in einer duktilen Ferritmatrix ist, und zwar infolge einer Kombination einer im folgenden beschriebenen Wärmebehandlung sowie infolge des Vorhandenseins von Silicium in der oben angegebenen Menge. Gemäss der Theorie der diskontinuierlichen Faserzusammensetzung maximiert diese einzigartige Mikrostruktur das Ziehfähigkeits-Potenti-al der weichen Ferritphase und nutzt ebenfalls vollständig die feste Martensit-Phase aus als einen lasttragenden Bestandteil in der Duplex-Mikrostruktur.

Vorzugsweise besteht der nach dem erfmdungsgemässen Verfahren hergestellte Stahl im wesentlichen aus Eisen, Kohlenstoff und Silicium. Spurenmengen bis zu einer kombinierten Gesamtmenge von 0,5 bis 1 Gewichtsprozent anderer üblicher Legierungselemente können vorhanden sein, vorausgesetzt, dass diese Additive die Mikrostruktur und somit die mechanischen Eigenschaften des Stahls nicht in signifikanter Weise ändern. Insbesondere können kleinere Manganmengen in der Grössenordnung von 0,5 Gewichtsprozent vorhanden sein.

Faktoren, welche die Eigenschaften des Kohlenstoff-stahls bestimmen, sind in erster Linie dessen Kohlenstoffgehalt und die Mikrostruktur und sekundär die Restlegierung. Die Mikrostruktur wird grösstenteils durch die Zusammensetzung und die Endoperationen oder Bearbeitungen bestimmt, wie beispielsweise Walzen, Schmieden und/oder Wärmebehandlungs-Operationen. Normalerweise ist Stahl in seinem «wie erhalten»-Zustand (gegossen, gewalzt oder geschmiedet) vorherrschend perlitisch. Die weitere Verarbeitung ist erforderlich, um spezielle mikrostrukturelle Änderungen für spezielle Kombinationen von Eigenschaften zu entwickeln.

Wie bereits oben erwähnt, wird die einzigartige Mikrostruktur des erfmdungsgemässen einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisenden Stahls, die verantwortlich ist für die hohe Festigkeit und hohe Ziehfähigkeit, entwickelt durch eine Kombination von Wärmeverarbeitung und dem oben angegebenen Siliciumgehalt. Die Wärmebehandlung umfasst einfach eine anfängliche Austenitisierungsbehandlung, d.h. die Erhitzung auf eine Temperatur T i oberhalb der kritischen Temperatur A3, bei welcher sich Austenit für eine Zeitperiode entwickelt, die ausreicht, um den Stahl im wesentlichen vollständig zu austenitisieren, worauf dann eine Abkühlung erfolgt, um den Austenit in Martensit umzuwandeln, und worauf dann ein Anlassen (Glühen) auf eine Temperatur T2 in den (a+y)-Bereich erfolgt. Durch Halten in dem Zweiphasenbereich erreichen die a- und y-Phasen die Zusammensetzung oder Komposition, angegeben durch die Verbindungslinie, entsprechend der Haltetemperatur. Die Legierung besteht dann aus einem einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisenden Ferrit und einem einen höheren Kohlenstoffgehalt aufweisenden Austenit. Nach einer Endabkühlung transformiert der Austenit in Martensit (feste Phase) und der Weichphasen-Ferrit wird stark versetzt infolge der y-Martensit-Transformationsbeanspruchung. Dieses Merkmal zeigt sich nur durch die Transmissionselektronen-Mikroskopie. Das Ergebnis ist eine feste oder starke Mar-tensitphase in einer ziehfähigen Ferritmatrix. Während des Abkühlens aus dem Zweiphasen-(a + y)-Bereich wird die unerwünschte Carbidbildung in der unmittelbaren Nachbarschaft von a/vor y-Grenzen infolge der niedrigen Härtbarkeit wegen der einzigartigen Rolle des Si verhindert.

Diese erhaltene einzigartige Mikrostruktur von Martensit und Ferrit wird als Duplex-Stahl, d.h. als Duplex-Ferrit-Martensit, bezeichnet.

Die Sprödphasencarbide, die in anderen Duplex-Fe-0,1-

639134

C-X-Legierungen vorhanden sind, sind unerwünscht, weil gemäss der Theorie der diskontinuierlichen Faserzusammensetzung die Festigung durch Scherwirkung längs der a/Mar-tensit-Grenzflächen auftritt und die Maximalbeanspru-chungskonzentration tritt nahe den Grenzflächen derart auf, dass ein Riss in einer dieser Sprödphasencarbide während der frühen Stufe der Deformation einen vorzeitigen Ausfall der Duplex-Strukturen hervorrufen kann.

Der Anteil des in dem Endprodukt vorhandenen Mar-tensits kann gesteuert werden durch die Anlasstemperatur in dem (a + y)-Bereich und somit kann ein grosser Bereich an Festigkeits- und Dehnungsziehfähigkeits-Kombinationen erhalten werden (vgl. Fig. 4), wobei der bevorzugte Bereich für optimale Eigenschaften 20 bis 50 Volumenprozent Martensit ist.

Die oben beschriebene Wärmebehandlung ist unter Bezugnahme auf Fig. 1b besser zu verstehen, nämlich den Fe-reichen Teil des Phasendiagramms des Fe-Si-C-Systems, welches speziell 2,4 Gewichtsprozent Silicium enthält. In Fig. lb liegt der mit Tj bezeichnete Bezugspunkt oberhalb der kritischen Temperatur A3 derart, dass die Erwärmung einer Fe-0,lC-2,4Si-Legierung auf Temperatur Tj den Stahl vollständig austenitisiert. Nach dem Abkühlen kann der Stahl sodann bei der Temperatur T2 angelassen werden, die im (a + y)-Bereich liegt. Die Verbindungslinie entsprechend zu T2 gibt die Zusammensetzungen an, die erhalten werden durch die a- und y-Phasen infolge des Anlassverfahrens.

Im allgemeinen wird für den nach dem erfmdungsgemässen Verfahren hergestellten Stahl, der Kohlenstoff und Silicium in den oben angegebenen Mengen enthält, die anfängliche Austenitisierung durch Erhitzen der Stahlzusammensetzung auf eine Temperatur Tx im Bereich von 1050 bis 1170 °C für eine Periode von 10 bis 60 Minuten erreicht.

Nach einer darauffolgenden schnellen Abkühlung auf Raumtemperatur wird das Anlassen durchgeführt durch Erhitzung der Zusammensetzung auf eine Temperatur T2 im Bereich von 800 bis 1000 °C für eine Periode von 3 bis 30 Minuten. Der Anlassbehandlung folgt dann eine schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur.

Im folgenden sei ein die Erfindung veranschaulichendes Beispiel angegeben.

Beispiel. Eine Stahlzusammensetzung, die im wesentlichen aus Eisen, 2 Gewichtsprozent Silicium und 0,065 Gewichtsprozent Kohlenstoff (durch die Kohlenstoffanalyse bestimmt) bestand, wurde durch die schematisch in Fig. 2 dargestellte Wärmebehandlung verarbeitet. Die Zusammensetzung wurde - vgl. dazu Fig. 2 - zuerst auf eine Temperatur von 1100 °C 30 Minuten lang erhitzt, um die Zusammensetzung in die Austenitphase zu transformieren. Sodann wurde die Legierung schnell durch Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt, um im wesentlichen 100% Martensit zu erzeugen. Die Zusammensetzung wurde dann auf 900 °C erwärmt und auf dieser Temperatur 20 Minuten lang gehalten, worauf dann eine endgültige Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgte. Das Endprodukt enthielt 30 bis 40% Martensit. Die Mikrostruktur des Produktes war ein feiner isotroper acicularer (nadeiförmiger) Martensit in einer duktilen, d.h. ziehfähigen Ferritmatrix, wie dies durch die Fotografien der Fig. 3a und 3b dargestellt ist. Wie in der Technik üblich, ist die prozentuale Kohlenstoffmenge im Stahl normalerweise abgerundet; somit wird der sich ergebende Stahl als Fe-0,1C-2Si-Stahl bezeichnet.

Die Zugeigenschaften des sich ergebenden Stahls wurden bestimmt und sind in Fig. 4 und 5 dargestellt.

Fig. 4 zeigt graphisch die schliesslich erreichte Zugfestigkeit (ctu,s) und die Fliessfestigkeit (Streckgrenze) (ay) des oben erhaltenen Stahls, und zwar verglichen mit anderen ferritischen martensitischen Fe-C-X-Stählen, wobei X Cr oder

3

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

639134

4

Si ist, und zwar erfolgt der Vergleich mit Fe-0,06C-0,5Cr, Fe-0,07C-2Cr, Fe-0,073C-4Cr und Fe-0,075C-0,5Si. Ebenfalls aus Gründen des Vergleichs sind die Zugeigenschaften von Van 80, einem kommerziellen HSLA-Stahl der Fa. Jones and Laughlin Steel Company, sowie von 1010Koo dargestellt, wobei es sich im letztgenannten Fall um einen kommerziellen 1010-Stahl handelt, der durch die oben beschriebene Wärmebehandlung modifiziert ist, aber ohne Hinzufügung von Silicium (J-Y Koo und C. Thomas, Materials Science and Engineering, 24,187,1976). Wie durch den mit «kommerziell 1010» bezeichneten Pfeil angedeutet, liegen die Zugeigenschaften des kommerziellen 1010-Stahls unterhalb der Grenzen der graphischen Darstellung.

Fig. 5 zeigt graphisch die Zugeigenschaften des oben erhaltenen Stahls (als «Duplex 2% Si-Stahl» bezeichnet), und zwar im Vergleich mit den Eigenschaften ausgewählter kommerzieller HSLA-Stähle, nämlich Van 50, Van 60 und Van 80 (hergestellt von der Fa. Jones and Laughlin Steel Company) und Republic HSLA-Stähle und einen kommerziellen Ni-Cu-Ti-Stahl.

Man ersieht aus den Fig. 4 und 5, dass der erfindungsgemässe 2% Si-Duplex-Stahl überlegene Festigkeits- und Deh-nungsziehfähigkeits-Kombinationen als die anderen dargestellten Stähle zeigt. Diese Kombination von Eigenschaften war besser als die von Van 80, einem Stahl, der als einer der besten verfügbaren HSLA-Stähle betrachtet wird. Insbesondere ist die sehr hohe schliessliche Zugfestigkeit des 2% Si-Duplex-Stahles für industrielle Zwecke ausserordentlich attraktiv wegen der guten gleichförmigen Verformbarkeit.

Im Hinblick auf den Erhalt zweckmässiger makro- und mikrostruktureller Merkmale, die ihrerseits erwünschte mechanische Eigenschaften erzeugen, hat das Vorhandensein von Silicium einen einzigartigen günstigen Einfluss auf die Erzeugung der ferritischen-martensitischen Struktur. Sili-s cium hat ferner folgende praktische Vorteile: 1. Silicium ist eines der Legierungselemente, welches bei Hinzufügung zum Fe-C-System {vgl. das Phasendiagramm der Fig. lb mit dem Phasendiagramm der Fig. la) den (a+y)-Bereich öffnet derart, dass ein grosser Temperaturbereich für den zweiten Teil io der Wärmebehandlung verfügbar ist, wodurch die Wiederholbarkeit der Ergebnisse sichergestellt wird. 2. Die Grundvorteile des Siliciums als ein Legierungselement bestehen darin, dass es billig und ohne weiteres verfügbar ist. 3. Silicium ist ein ausserordentlich effektiver Fest-Lösungs-Verfe-15 stiger. Die mechanischen Eigenschaften des nach dem erfmdungsgemässen Verfahren hergestellten Stahls übersteigen die industriellen Ziele für HSLA-Stähle (Gesamtdehnungser-fordernis 18% oder mehr, 2% Versetzung - 68 ksi und Endfestigkeit - 80 ksi), ohne dass die Notwendigkeit normaler 20 Temper-Praxis erforderlich ist.

Der nach dem erfmdungsgemässen Verfahren hergestellte Stahl hat besondere Vorteile für die Automobil- und Pipeline-Industrie. Eine Schätzung der Gewichts- und Brennstoff-Einsparungen kann erfolgen basierend auf den Daten 25 folgenden Artikels: D.C. Younger, Manager, Advanced Sa-fety Car Department, Ford Motor Company, Lavonia, Michigan, USA.

Die Bereiche der Gewichtseinsparungen erhalten durch Einsatz von HSLA-Stählen für die derzeitigen 2,109,20 kg/ 30 cm2-Streckgrenzenstähle sind in Tabelle l angegeben.

Tabelle 1

Gewichtseinsparungs-Potential von HSLA-Stählen

Streckgrenze Bereich möglicher Gewichtseinsparungen (%)

3515,50 kg/cm2 22,5 bis 40

4218,60 kg/cm2 29 bis 50

4921,70 kg/cm2 34 bis 57,1

5624,80 kg/cm1 38,8 bis 62,5

Tabelle 2 zeigt annähernd den direkten Wert von 45,35 kg. Gewichtsreduktion hinsichtlich Brennstoffverbrauch und Leistungsfähigkeit.

Tabelle 2

Auswirkung von 45,35 kg. Gewichtsreduktion

Kleinwagen Grosse Wagen bzw. Kompaktwagen einschl. sogenannter

«Strassenkreuzer»

Brennstoffwirtschaftlichkeitseffekt +0,21 km/1 +0,08 km/1

0 bis 10 Sekunden Leistungsfähigkeitseffekt (grössere Beschleunigung innerhalb der angegebenen Zeit) + 4,27 Meter +2,14 Meter

Gemäss obigem Artikel gilt folgende Faustregel: Festig-keitskritische Teile bieten ausgezeichnete Gelegenheiten zur Gewichtseinsparung, wobei im Durchschnitt 30% des derzeitigen Gewichts eingespart werden können, wenn die Freiheit zur Erzeugung neuer Konstruktion zugelassen ist.

Es sei nunmehr ein Kompaktwagen mit einem Gewicht von 1360,80 kg betrachtet. Aus Tabelle 1 ergibt sich, dass die bei (Ty ~ 70 000 psi erreichten Gewichtseinsparungen 45% betragen würden, d.h. 1360,80 x 0,45 x 0,3 = 183,71 kg. Das heisst also, 183,7 kg Gewichtseinsparung können erreicht werden, wenn die festigkeitskritischen Teile durch HSLA-Stähle von 4921,70 kg/cm2 Streckgrenze ersetzt werden. Die Auswirkung 183,7 kg Gewichtseinsparung auf den Brennstoffverbrauch kann nicht ohne weiteres unter Verwendung der Tabelle 2 abgeschätzt werden, da der Brenn-

60 stoffverbrauch nicht eine lineare Funktion bei einer Gewichtsreduktion oberhalb 45,35 kg ist. Es ist jedoch klar, dass durch die Verwendung des erfmdungsgemässen Stahls Material- und Brennstoffeinsparungen und in der Automobil-Industrie und der Pipeline-Industrie möglich sind.

65 Es sei betont, dass der nach dem erfmdungsgemässen Verfahren hergestellte, Silicium enthaltende Stahl billig ist, und zwar sowohl deshalb, weil das Produktionsverfahren keine mechanische Behandlung wie beispielsweise heisses

oder kaltes Walzen erforderlich macht und weil die Bestandteile des Stahls billig sind, d.h. Kohlenstoff und Silicium im Gegensatz zum beispielsweise teueren Nickel oder Chrom. Vom Standpunkt überlegener Eigenschaften sowie der Einfachheit der Zusammensetzung und der Wärmebehandlung aus gesehen, hat der erfindungsgemässe, Silicium enthaltende Stahl eine beträchtliche Anwendbarkeitsmöglichkeit.

Die Erfindung ist nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt.

Zusammenfassend sieht somit das erfindungsgemässe Verfahren einen Stahl mit einer hohen Festigkeit, hoher

5 639134

Ziehfahigkeit und niedrigem Kohlenstoffgehalt vor, der im wesentlichen aus Eisen, 0,05 bis 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und 1 bis 3 Gewichtsprozent Silicium besteht, wobei kleinere Mengen anderer Bestandteile vorhanden sein kön-5 nen; der Stahl kennzeichnet sich durch eine Duplex-Ferrit-Martensit-Mikrostruktur in einer Faser-Morphologie; die Mikrostruktur wird erzeugt durch Wärmebehandlung, d.h. durch anfängliche Austenitisierungsbehandlung gefolgt vom Anlassen im (a + y)-Bereich mit dazwischenliegendem Ab-io kühlen.

s

5 Blatt Zeichnungen

Claims

639134 PATENTANSPRÜCHE

1. Verfahren zur Herstellung von Stahl mit einer Zusammensetzung, die im wesentlichen aus Eisen und von 0,05 bis 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und von 1 bis 3 Gewichtsprozent Silicium besteht, dadurch gekennzeichnet:

Erhitzung der Zusammensetzung auf eine Temperatur (Tj) oberhalb der kritischen Temperatur, bei welcher sich Austenit bildet, für eine Zeitperiode, die zur Austenitisierung des Stahls ausreicht;

Abkühlen der sich ergebenden austenitischen Zusammensetzung zur Transformation des Austenits in Martensit;

Erhitzung der sich ergebenden martensitischen Zusammensetzung auf eine Temperatur (T2) im (a-t-y)-Bereich für eine Zeitperiode ausreichend zur Transformation des Mar-tensits in eine Mischung von Ferrit und Austenit, und

Abkühlung der sich ergebenden ferritischen-austeniti-schen Zusammensetzung zur Transformation des Austenits in Martensit.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine Duplex-Ferrit-Martensit-Mikrostruktur in einer Faser-Morphologie besitzt.

3. Verfahren gemäss Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass Tj im Bereich von 1050 bis II 70 °C liegt und dass T2 im Bereich von 800 bis 1000 °C liegt.

4. Verfahren gemäss Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliciumgehalt 2 Gewichtsprozent beträgt.

5. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass Ti im Bereich von 1050 bis 1170 °C liegt und dass T2 im Bereich von 800 bis 1000 °C liegt.

6. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliciumgehalt der Stahlzusammensetzung 2 Gewichtsprozent beträgt.