DE102019215055A1 - Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein entsprechendes Stahlprodukt - Google Patents

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV.

Description

• Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV.
• Im Bereich der Sicherheitsstahlanwendungen erhöht eine hohe Härte den Eindringwiderstand gegenüber Projektilen jedweder Art. Stähle mit hoher Härte neigen jedoch insbesondere bei stoßartigen Belastungen zu Ausbrüchen auf der Seite, welche der Belastung abgewandt ist. Dies wird im Stand der Technik beispielsweise durch mehrlagige Materialien gelöst, wobei eine Lage eine hohe Härte und eine andere die notwendige Zähigkeit aufweist, vgl. beispielsweise die Ausführungen in der europäischen Veröffentlichungsschrift EP 2 123 447 A1 . Die Herstellung derartiger mehrlagiger Werkstoffverbunde ist jedoch sehr kostenintensiv.
• Am Markt besteht neben einem steigenden Bedarf für immer höheren Schutz gegen Bedrohungen auch eine Nachfrage nach Gewichtsersparnis. Beim Auftreffen eines Projektils kommt es zu einer starken, aber lokal sehr eingegrenzten Verformung der Einschussstelle. Um ein Versagen des Materials sicher zu vermeiden, benötigt das Material eine besonders gute und vor allem gleichmäßige lokale Umformbarkeit. Durch eine gleichmäßig isotrope Textur würde das Material in alle Richtungen gleichermaßen fließen, und daher keine lokalen Überbelastungen bilden, sodass sich daher bessere Beschusseigenschaften einstellen lassen würden.
• Auch im Bereich der Verschleißstahlanwendungen sind hohe Härten erstrebenswert, welche einen hohen Widerstand bereitstellen, insbesondere gegen Impactbelastungen, die beispielsweise durch Schüttgut, welches in besonderen betrieblichen Situationen mit hoher Geschwindigkeit auf den Verschleißstahl trifft.
• Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes sowie ein entsprechendes Stahlprodukt bereit zu stellen, mit welchem bzw. welches eine im Vergleich zum Stand der Technik verbesserte gleichmäßige Umformeigenschaft eingestellt werden kann.
• Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1.
• Erfindungsgemäß ist ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes mit einer Härte von mindestens 310 HV vorgesehen, umfassend die Schritte:
• Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:
  • C: 0,1 bis 0,6 %,
  • Mn: 0,05 bis 2,5 %,
  • optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) mit
  • N: 0,001 bis 0,02 %,
  • Si: 0,05 bis 1,5 %,
  • AI: 0,005 bis 2,0 %,
  • Cr: 0,05 bis 3,0 %,
  • B: 0,0001 bis 0,01 %,
  • Ti: 0,005 bis 0,15 %,
  • V: 0,005 bis 0,2 %,
  • W: 0,005 bis 0,15 %,
  • Nb: 0,005 bis 0,2 %,
  • Zr: 0,005 bis 0,2 %,
  • Mo: 0,05 bis 1,0 %,
  • Cu: 0,05 bis 1,5 %,
  • P: 0,005 bis 0,15 %,
  • S: bis 0,03 %,
  • Ca: 0,0005 bis 0,015 %,
  • Ni: 0,1 bis 5,0 %,
  • Sn: bis 0,05 %,
  • As: bis 0,05 %,
  • Co: bis 0,2 %,
  • 0: bis 0,01 %,
  • H: bis 0,001 %,
wobei insbesondere die als optional angegebenen Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, Ca, Ni) alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden können, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern,
zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D;
Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Wiedererwärmungstemperatur oder Halten des Vorprodukts auf einer Haltetemperatur, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht, wobei insbesondere eine Temperatur von 1400°C nicht überschritten wird;
Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Stahlprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten auf eine Dicke d, wobei zwischen 70 % und 99 % der gesamten Dickenabnahme (von D nach d) bei einer Temperatur zwischen der Wiedererwärmungs- oder Haltetemperatur und einer Rekristallisationsstopptemperatur T_NR und die restliche Dickenabnahme zwischen 1 % und 30 % zur Einstellung der Dicke d bei einer Temperatur zwischen T_NR und T_NR -250°C durchgeführt wird, wobei T_NR in °C, wie folgt, definiert ist: T_NR = 887 + 464*C + (6445*Nb - 644*VNb) + (732*V - 230*√V) + 890*Ti + 363*Al - 357*Si, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind;
Abkühlen des warmgewalzten Stahlprodukts auf eine Abkühltemperatur T_K zwischen 0°C und 500°C;
Erwärmen des Stahlprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur T_A oberhalb von A_c3, wobei A_c3 in °C, wie folgt, definiert ist: A_c3 = 902 - 255*C + 19*Si - 11*Mn - 5*Cr + 13*Mo - 20*Ni + 55*V, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind, und Halten bei einer Temperatur T_A für eine Dauer t_A von maximal 200 min;
Abschrecken des austenitisierten Stahlprodukts auf eine Abschrecktemperatur T_s von weniger als 500°C derart, dass sich in dem abgeschreckten Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV einstellt.
• Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein Stahlprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 6.
• Erfindungsgemäß ist ein Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,1 bis 0,6 %,
  Mn: 0,05 bis 2,5 %,
  optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) mit
  N: 0,001 bis 0,02 %,
  Si: 0,05 bis 1,5 %,
  AI: 0,005 bis 2,0 %,
  Cr: 0,05 bis 3,0 %,
  B: 0,0001 bis 0,01 %,
  Ti: 0,005 bis 0,15 %,
  V: 0,005 bis 0,2 %,
  W: 0,005 bis 0,15 %,
  Nb: 0,005 bis 0,2 %,
  Zr: 0,005 bis 0,2 %,
  Mo: 0,05 bis 1,0 %,
  Cu: 0,05 bis 1,5 %,
  P: 0,005 bis 0,15 %,
  S: bis 0,03 %,
  Ca: 0,0005 bis 0,015 %,
  Ni: 0,1 bis 5,0 %,
  Sn: bis 0,05 %,
  As: bis 0,05 %,
  Co: bis 0,2 %,
  0: bis 0,01 %,
  H: bis 0,001 %,
  besteht, wobei insbesondere die als optional angegebenen Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, Ca, Ni) alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden können, ohne die Eigenschaften des Stahlprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern, wobei das Stahlprodukt eine senkrechte Anisotropie mit einem r-Wert r_m zwischen 0,5 und 2,0 aufweist, wobei r_m wie folgt definiert ist: r_m = (r_0° + 2*r_45° + r_90°)/4, und die Werte r_0°,r_45° und r_90° in einer definierten Ebene aus den Daten einer röntgenographischen Texturbestimmung nach DIN EN 13925 berechnet worden sind und sich auf Winkel von 0°, 45° bzw. 90° zur Walzrichtung beziehen.
• Durch das Zusammenspiel der unterschiedlichen Eigenschaften kann ein im Vergleich zum Stand der Technik wirtschaftlich hergestelltes Stahlprodukt mit hoher Härte und verbesserter gleichmäßiger Umformeigenschaft bereitgestellt werden, sodass das Stahlprodukt vorzugsweise als Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl verwendet werden kann.
• Der r-Wert kann standardmäßig nach DIN EN ISO 10113 im einachsigen Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892-1 ermittelt werden. Der dabei ermittelte r-Wert ist als integrale Größe über die (Gesamt-) Dicke d eines Werkstoffs zu verstehen. Der im Zugversuch ermittelte r-Wert ist nicht vergleichbar mit einem r-Wert r_m in einer (definierten) Ebene, welcher aus den Daten einer röntgenographischen Texturbestimmung berechnet wurde. Zudem ist die Bestimmung des r-Wertes aus einem Zugversuch für die hier betrachteten Werkstoffe häufig nicht oder nur unter hohem Aufwand anwendbar, da die im Zugversuch für die Bestimmung des r-Wertes technisch erforderliche minimale Gleichmaßdehnung insbesondere bei hohen Härten des Materials nicht erreicht wird. Daher ist die Ermittlung des r-Wertes auf Basis einer röntgenographischen Texturbestimmung hier vorzuziehen.
• Die definierte Ebene umfasst mindestens eine oder mehrere der Ebenen an der Oberfläche, 1/10 entlang der Dicke, 1/3 entlang der Dicke und 1/2 entlang der Dicke des Stahlprodukts. Insbesondere umfasst die definierte Ebene die Ebene 1/3 entlang der Dicke des Stahlprodukts. Besonders bevorzugt umfasst die definierte Ebene jede einzelne der Ebenen 1/10, 1/3 und 1/2 entlang der Dicke des Stahlprodukts. Die definierten Ebenen entlang der Dicke des Stahlprodukts sind dabei so definiert, dass beispielsweise für die definierte Ebene 1/10 entlang der Dicke des Stahlprodukts 1/10 des Materials näher zur ersten Oberfläche des Stahlproduktes und 9/10 des Materials näher zur zweiten Oberfläche des Stahlprodukts liegen.
• Die Isotropie eines Werkstoffes wird durch die Textur und den r-Wert beschrieben. Insbesondere ist hierbei die Konstanz über die (Gesamt-) Dicke relevant. Zur Ermittlung der Textur und des r-Wertes über die Dicke, insbesondere in definierten Ebenen wird eine röntgenographische Texturbestimmung gemäß DIN EN 13925 durchgeführt. Hierbei werden vorzugsweise vier repräsentative (Mess-)Ebenen beispielsweise an einer Probe über die Dicke (z.B. Oberfläche, 1/10 der Dicke, 1/3 der Dicke und 1/2 der Dicke) insbesondere durch mechanisches Schleifen und/oder chemisches Glänzen präpariert. Mit konventionellen Laborröntgendiffraktometern, die mit monochromatischer Co-Kα- oder Cu-Kα-Strahlung analysieren, kann das tetragonal verzerrte Gitter des Martensits nicht von dem unverzerrten Gitter des Ferrits unterschieden werden, sodass im Folgenden die Texturbestimmung an Ferrit beschrieben wird, obwohl im Stahlprodukt Martensit vorliegt. An diesen definierten (Mess-)Ebenen werden die {110}-, {200}- und {211}-Poifiguren des Ferrits gemessen und daraus die Orientierungsverteilung als Reihenentwicklung aus Gliedern mit geraden und ungeraden Koeffizienten bestimmt. Der röntgenographische r-Wert wird mit Hilfe der Koeffizienten der Reihenentwicklung berechnet, vgl. auch „H.-J. Bunge, Texture Analysis in Materials Science: mathematical methods, Göttingen: Cuvillier, 1993" oder „H.-J. Bunge, Program System: Physical Properties of Textured Materials, Göttingen: Cuvillier, 2001‟. Zur Messung der Polfiguren, aus denen der röntgenographische r-Wert bestimmt wird, kann beispielsweise ein Diffraktometer des Typs „X'PERT MPD Pro“ der Firma Panalytical, welches mit einer Eulerwiege ausgerüstet ist, verwendet werden. Bei einer Eulerwiege handelt es sich um einen messtechnischen Aufbau, der eine definierte Probenkippung und -drehung im Zentrum des Diffraktometers ermöglicht.
• In jeder definierten Ebene über die Dicke des Materials können die Parameter r_m, r_0°, r_45° und r_90° bestimmt werden. Hierbei ist r_m wie folgt definiert: r_m = (r_0° + 2*r_45° + r_90°)/4. Die Werte r_0°, r_45° und r_90° werden insbesondere in einer definierten Ebene aus den Daten von röntgenographischen Texturmessungen bestimmt und beziehen sich auf Winkel von 0°, 45° bzw. 90° zur Walzrichtung. Erfindungsgemäß weist das Stahlprodukt Werte von 0,5 ≤ r_m ≤ 2, insbesondere 0,75 ≤ r_m ≤ 1,5, vorzugsweise 0,9 ≤ r_m ≤ 1,15, bevorzugt 0,95 ≤ r_m ≤ 1,05 auf, um einen gleichmäßig isotropen Verlauf der Textur vorzugsweise im Kern des Stahlproduktes, besonders bevorzugt über die gesamte Dicke und in jeder definierten Ebene sicherzustellen. Als Kern des Stahlproduktes wird in dieser Anmeldung das gesamte Stahlprodukt über seine Dicke abzüglich der auf der Ober- und Unterseite jeweils oberflächennächsten 10% des Materials bezeichnet.
• Des Weiteren kann in der definierten Ebene bezogen auf die Walzrichtung ein isotropes Verhalten eingestellt werden, wenn die Differenz der walzrichtungsabhängigen r-Werte in der Ebene -0,5 ≤ Δr ≤ +0,5 beträgt, wobei für Δr = (r_0° + r_90°)/2 - r_45° gilt. Insbesondere beträgt die Differenz -0,3 ≤ Δr ≤ +0,3, vorzugsweise -0,1 ≤ Δr ≤ +0,1, bevorzugt -0,08 ≤ Δr ≤ +0,08, besonders bevorzugt -0,05 ≤ Δr ≤ +0,05 um ein richtungsabhängiges Fließen beim Umformen bzw. Belasten im Wesentlichen zu vermeiden.
• Die Isotropie zeigt sich des Weiteren auch dadurch, dass für einen Mittelwert der Orientierungsdichte f(g) gemäß „H.-J. Bunge, Texture Analysis in Materials Science: mathematical methods, Göttingen: Cuvillier, 1993“ bei den drei kristallographischen Orientierungen (223)<110>, (332)<113> und (110)<114>, im Folgenden mit f(g)_R definiert, wobei f(g)_R ≤ 5, insbesondere f(g)_R ≤ 2, vorzugsweise f(g)_R ≤ 1,5 entspricht.
• Auch die angegebenen Werte für Δr und f(g)_R gelten dabei vorzugsweise im Kern des Stahlproduktes, besonders bevorzugt über die gesamte Dicke und in jeder definierten Ebene.
• Diese isotrope und gleichmäßig ausgeprägte Textur verhält sich insbesondere bei einem Sicherheitsstahl bei einem Beschuss besonders vorteilhaft, da sich das Material in alle Richtungen gleich verformt und es zu keiner lokalen übermäßigen Materialschwächung oder gar Rissbildung kommt, wie sie auftreten würden, wenn bei geringen Dicken d bestimmte Richtungen einen größeren Anteil der Verformung tragen müssten als andere. Durch eine möglichst isotrope Textur, insbesondere im gesamten Stahlprodukt, kann eine verbesserte ballistische Performance bei einem Sicherheitsstahl erreicht werden. Ein entsprechender Sicherheitsstahl, der aus Leichtbaugründen in einem geschützten Fahrzeug in verhältnismäßig geringer Dicke, beispielsweise kleiner 15 mm, eingesetzt wird, wobei sich die Verhältnismäßigkeit an der jeweiligen Belastung, beispielsweise der Beschussklasse, orientiert, zeigt, dass eine isotrope Textur sich besonders positiv bei einem Beschuss auswirken kann.
• Beschussuntersuchungen werden beispielsweise gemäß der Prüfrichtlinie VPAM PM 2007, Fassung 2 mit Stand vom 31.01.2014 durchgeführt, welche im Internet unter www.vpam.eu abzurufen ist. Beispielsweise kann die Prüfung mit der Prüfstufe 9 gemäß der Prüfrichtlinie VPAM APR 2006, Fassung 2 mit Stand vom 30.11.2014 erfolgen, die ebenfalls im Internet unter www.vpam.eu abzurufen ist. Die VPAM Prüfrichtlinie beschreibt die Prüfung durchschusshemmender plattenartiger Materialien.
• Erfindungsgemäße Sicherheits- und Verschleißstähle mit isotroper Textur zeichnen sich dadurch aus, dass sie Belastungen schon bei geringerer Dicke Stand halten als handelsübliche Sicherheits- und Verschleißstähle.
• Wird das Stahlprodukt in seiner gesamten Dicke d einer Zugprüfung unterzogen, ergibt sich eine Streckgrenze von mindestens 500 MPa, insbesondere von mindestens 650 MPa, vorzugsweise von mindestens 800 MPa, besonders bevorzugt von mindestens 950 MPa. Die Zugfestigkeiten können zwischen 800 und 1500 MPa und höher liegen, wobei die Streckgrenze wie auch die Zugfestigkeit als integrale Größe über die (Gesamt-) Dicke d des Stahlprodukts im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelt wird.
  Abhängig von der Kombination der Legierungselemente und der anschließenden Wärmebehandlung wird in dem Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV, insbesondere mindestens 400 HV, vorzugsweise mindestens 450 HV, um einen ausreichenden Widerstand bereitstellen zu können. In einer bevorzugten Ausführung werden Stahlprodukte erzeugt, die sich besonders für den Leichtbau im Schutz gegen Beschuss mit Hartkerngeschossen eignen, wie sie in den Beschussklassen der Prüfstufen 8 und höher gemäß der Prüfrichtlinie VPAM APR 2006, Fassung 2 mit Stand vom 30.11.2014 vorgesehen sind. In dieser Ausführung weist das Stahlprodukt eine Härte von mindestens 490 HV, bevorzugt mindestens 590 HV, weiter bevorzugt mindestens 640 HV, besonders bevorzugt mindestens 660 HV auf. Die Härte kann auf maximal 820 HV, insbesondere auf maximal 780 HV, vorzugsweise auf maximal 750 HV eingeschränkt werden, um eine gewisse Duktilität gewährleisten zu können. HV entspricht der Vickers-Härte und wird nach DIN EN ISO 6507-1:2016 ermittelt.
• Das Stahlprodukt weist nach dem Härten und einem optionalen Anlassen ein Gefüge auf, welches größtenteils aus Martensit und/oder angelassenem Martensit besteht. Insbesondere enthält das Gefüge mindestens 80% Martensit und/oder angelassenen Martensit, vorzugsweise mindestens 90% Martensit und/oder angelassenen Martensit, bevorzugt mindestens 95% Martensit und/oder angelassenen Martensit, wobei andere bzw. verbleibende Gefügebestandteile in Form von Bainit, Austenit, Restaustenit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können. Auch Ausscheidungen wie Carbide, Nitride und/oder Oxide sowie deren Mischformen können im Gefüge vorhanden sein. Besteht das Gefüge zu 100 % aus Martensit, kann die höchstmögliche Härte, insbesondere in Verbindung mit den entsprechend eingesetzten Legierungselementen, bereitgestellt werden.
• Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Legierungselemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestandteile werden durch Auswertung licht- oder elektronenmikroskopischer Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt.
• Nach dem Vergießen einer Schmelze mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der angegebenen Spannen zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D, beispielsweise in einer Stranggießanlage oder Gießwalzanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, beispielsweise im Falle der Gießwalzanlage, sodass das Vorprodukt auf einer Haltetemperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Wiedererwärmungstemperatur wiedererwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleich- oder Wiedererwärmungsofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, sodass sich die Brammen durch natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Alternativ kann zur Vermeidung von Heißrissen ein vollständiges Abkühlen mit Hilfe einer isolierenden Lagerung oder einer Ofenlagerung entweder vollständig vermieden oder signifikant verzögert werden. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird anschließend beispielsweise in einem Stoß- oder Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Wiedererwärmungstemperatur wiedererwärmt, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht, insbesondere bei einer Temperatur oberhalb von Ac3, vorzugsweise oberhalb von Ac3 + 50°C, um sicherzustellen, dass ein vollständig austenitisches Gefüge vorliegt. Zur Verringerung des Verformungswiderstands wird bevorzugt eine Temperatur von mindestens 1000°C, zum Sicherstellen der möglichst vollständigen Auflösung eventuell vorhandener Ausscheidungen besonders bevorzugt von mindestens 1100°C gewählt. Die Halte- bzw. Wiedererwärmungstemperatur sollte eine Temperatur von 1400°C, insbesondere von 1300°C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen der Vorproduktoberfläche zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen wird die Halte- bzw. Wiedererwärmungstemperatur bevorzugt auf maximal 1260°C beschränkt, besonders bevorzugt auf maximal 1250°C beschränkt, um eine zu starke Kornvergröberung zu vermeiden.
• Das warme Vorprodukt mit einem vorzugsweise im Wesentlichen vollständig austenitischen Gefüge wird in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einer Walzendtemperatur zwischen 600 und 1200 °C zu einem Stahlprodukt auf eine Dicke d warmgewalzt, wobei zwischen 70 % und 99 % der gesamten Dickenabnahme (von D nach d) bei einer Temperatur zwischen der Wiedererwärmungs- oder Haltetemperatur und einer Rekristallisationsstopptemperatur T_NR und die restliche Dickenabnahme zwischen 1 % und 30 % zur Einstellung der Dicke d bei einer Temperatur zwischen T_NR und T_NR -250°C durchgeführt wird, wobei T_NR in °C, wie folgt, definiert ist: T_NR = 887 + 464*C + (6445*Nb - 644*VNb) + (732*V - 230*√V) + 890*Ti + 363*A - 357*Si, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind.
• Um eine gezielte isotrope Textur im Stahlprodukt einstellen zu können, ist es erforderlich, dass eine Temperaturführung während der Walzung so gesteuert wird, dass durch vielfach wiederholte Rekristallisation ein besonders feines Walzgefüge entsteht. Hierzu werden mindestens 70 %, insbesondere mindestens 80 %, vorzugsweise mindestens 85 % und maximal 99 %, insbesondere maximal 95 % der gesamten Dickenabnahme zunächst bei Temperaturen zwischen der Widererwärmungstemperatur oder Haltetemperatur und der Rekristallisationsstopptemperatur T_NR durchgeführt. Die restliche Dickenabnahme von mindestens 1 %, insbesondere mindestens 5 % und maximal 30 %, insbesondere maximal 20 %, vorzugsweise maximal 15 % zur Einstellung der Dicke d findet dann bei einer Temperatur zwischen T_NR und T_NR - 250 °C statt. Zur Vermeidung von Kühlpausen sowie zur Gewährleistung einer möglichst hohen Ebenheit wird die restliche Dickenabnahme insbesondere zwischen T_NR und T_NR - 150 °C, vorzugsweise zwischen T_NR und T_NR - 100 °C durchgeführt. Durch diese restliche Dickenabnahme unterhalb von T_NR wird die austenitische Gefügestruktur verzerrt, was die spätere Keimbildung für eine anschließende Phasenumwandlung zu Ferrit, Perlit, Bainit und/oder Martensit erleichtert.
• Hierdurch wird beim anschließenden Abkühlen des warmgewalzten Stahlprodukts auf eine Abkühltemperatur T_K zwischen 0°C und 500°C die Bildung eines sehr feinen ferritischperlitischen Gefüges begünstigt, wobei je nach Abkühlgeschwindigkeit und Legierungszusammensetzung auch bainitische und gegebenenfalls auch martensitische Gefügeanteile entstehen können, wobei die bainitischen und/oder martensitischen Gefügeanteile sich durch das vorgenannte Walzverfahren ebenfalls sehr fein ausbilden. Nach dem Warmwalzen kühlt das Stahlprodukt zunächst auf eine T_K von unter 500°C ab, um unerwünschte Effekte wie Kornwachstum oder Vergröberung von Ausscheidungen zu vermeiden. Die Abkühlung kann dabei sowohl im Coil oder als Blech an Luft als auch durch Beaufschlagung mit einem Kühlmedium wie beispielsweise Wasser oder Öl stattfinden. Aus logistischen Gründen kann T_K bevorzugt auf unter 100°C, besonders bevorzugt auf eine T_K nahe 0°C bzw. 20°C eingestellt werden, um einer unerwünschten Diffusion der Legierungselemente vorzubeugen.
• Soll das Vorprodukt beispielsweise zu einem Stahlprodukt in Blechform beispielsweise mit einer Dicke d zwischen 3 und 150 mm, insbesondere zwischen 4 und 100 mm, vorzugsweise zwischen 6 und 80 mm, warmgewalzt werden, wird das Warmwalzen in einem oder mehreren Walzgerüsten, vorzugsweise in einem der Fachwelt bekannten Quarto-Walzgerüst, durchgeführt.
• Soll alternativ das Vorprodukt beispielsweise zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbands mit einer Dicke d zwischen 1,5 und 25 mm, insbesondere zwischen 3 und 20 mm, vorzugsweise zwischen 4 und 15 mm, warmgewalzt werden, wird das Warmwalzen in mehreren Walzgerüsten, insbesondere in einer mehrgerüstigen Fertigstaffel durchgeführt.
• Zur Einstellung der gewünschten Härte im Stahlprodukt wird dieses einer Austenitisierungsbehandlung unterzogen, die derart ausgestaltet ist, dass sich ein insbesondere homogenes Austenitgefüge vor der anschließenden Härtung einstellt. Dieses Austenitgefüge ist dadurch gekennzeichnet, dass es gleichmäßige Korngrößen und geringe Kornstreckungen aufweist und dass die Austenittextur keine ausgeprägten Vorzugsorientierungen aufweist, also möglichst isotrop ist. Das Austenitgefüge und insbesondere die Austenittextur lassen sich jedoch nicht oder nur mit sehr hohem technischen Aufwand direkt bestimmen, da hierfür eine elektronenmikroskopische bzw. röntgenographische Untersuchung während der Austenitisierungsbehandlung erforderlich wäre. Daher kann zum Nachweis der oben genannten Eigenschaften des Austenitgefüges sowie der Austenittextur alternativ am gehärteten oder vergüteten Material eine EBSD-Untersuchung am Martensit oder angelassenen Martensit vorgenommen werden. Anschließend kann zur Austenitkornrekonstruktion auf die Software ARPGE zurückgegriffen werden. Die hierbei angewandte Methode wurde erstmals im Artikel „Reconstruction of parent grains from EBDS data‟ von C. Cayron et al. im Jahre 2006 publiziert, s. „Materials Characterization 57", S. 386-401. Eine weitere Beschreibung der Methode erfolgte im Jahre 2007 von C. Cayron: „ARPGE: a computer program to automatically reconstruct the parent grains from electron backscatter diffraction data", veröffentlicht im Journal of Applied Crystallography, ISSN 0021-8898, S. 1183-1188. Aus der Austenitkornrekonstruktion lassen sich dann mit üblichen Verfahren die Austenitkorngröße, Austenitkornstreckung und Austenittextur bestimmen.
• Das Stahlprodukt wird bei der Austenitisierungsbehandlung zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur T_A oberhalb von A_c3 erwärmt, wobei A_c3 in °C, wie folgt, definiert ist: A_c3 = 902 - 255*C + 19*Si - 11*Mn - 5*Cr + 13*Mo - 20*Ni + 55*V, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind, und bei der Temperatur T_A für eine Dauer t_A von maximal 200 min gehalten. Das homogene Austenitgefüge kann insbesondere dadurch entstehen, dass während der Austenitisierungsbehandlung ein gezieltes Austenitkornwachstum angeregt wird. Hierbei können zufällig orientierte, spannungsarme Austenitkörner auf Kosten stärker verformter Bereiche wachsen, welche durch die aus dem Warmwalzprozess herrührende Vorzugstextur (Verzerrung) vollständig oder annähernd vollständig abgebaut wird. Dadurch, dass durch den Walzprozess ein sehr feines Gefüge eingestellt worden war, kann trotz des Austenitkornwachstum das Entstehen zu großer durchschnittliche Austenitkörner vermieden werden. T_A wird zur Sicherstellung des Kornwachstums auf eine Temperatur von mindestens 20 °C oberhalb A_c3-Temperatur eingestellt. Die Differenz zwischen T_A und A_C3 wird als Überhitzung ΔT_Ü = T_A - A_C3 bezeichnet. Um eine zu lange t_A zu vermeiden, wird ΔT_Ü insbesondere auf mindestens 50 °C, vorzugsweise auf mindestens 100 °C, bevorzugt auf mindestens 120 °C eingestellt. Aus energetischen Gründen wird T_A auf maximal 1100°C eingestellt. Außerdem können die Mikrolegierungselemente ein Austenitkornwachstum im Temperaturbereich bis 1100°C verhindern. Da bei zu hohen Überhitzungen eine sehr präzise Kontrolle der Überhitzungsdauer erforderlich wäre, um das Austenitkornwachstum im gewünschten Rahmen halten zu können, wird T_Ü auf maximal 300°C, insbesondere auf maximal 220 °C, vorzugsweise auf maximal 180 °C festgelegt. t_A wird aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 200 min, insbesondere auf maximal 150 min, vorzugsweise auf maximal 120 min, bevorzugt auf maximal 100 min beschränkt. Bevorzugt werden zur Einstellung eines Mindestmaßes an Austenitkornwachstum t_A und ΔT_Ü so gewählt, dass gilt t_A*AT_Ü ≥ 300°C*min. Dass ein Mindestmaß an Austenitkornwachstum stattgefunden hat, lässt sich durch Vergleichsversuche zwischen einer Austenitisierung mit technisch minimalen Werten für t_A und ΔT_Ü und der erfindungsgemäßen Austenitisierung belegen. Zudem zeigt die Austenitkornrekonstruktion bei einer erfindungsgemäßen Austenitisierung deutlich weniger Kornstreckung als vor der Austenitisierung. Zur Gewährleistung der Homogenität des Gefüges nach dem gezielten, geringfügigen Kornwachstum wird insbesondere t_A*AT_Ü ≥ 600°C*min, vorzugsweise t_A*AT_Ü ≥ 1000°C*min, eingestellt. Eine zu lange t_A führt bei zu hoher Überhitzung dazu, dass eine sehr grobe und/oder ungleichmäßige Austenitkornstruktur entsteht, da an der Oberfläche höhere Temperaturen zu erwarten sind als im Kern, was wiederum die Zähigkeit des Verschleiß- oder Sicherheitsstahls nach der Härtung negativ beeinflussen würde. Eine sehr grobe Austenitkornstruktur weist in der Austenitkornrekonstruktion einen gemittelten äquivalenten Korndurchmesser von mehr als 0,02 mm auf. Eine sehr ungleichmäßige Austenitkornstruktur weist in der Austenitkornrekonstruktion sowohl zumindest einzelne Körner mit einem äquivalenten Korndurchmesser von über 0,05 mm als auch Körner mit einem äquivalenten Korndurchmesser von weniger als 0,02 mm auf. Daher werden t_A und ΔT_Ü insbesondere so eingestellt, dass gilt t_A*AT_Ü ≤ 10000°C*min, insbesondere t_A*AT_Ü ≤ 5000°C*min, vorzugsweise t_A*AT_Ü ≤ 3000°C*min.
• Optional kann die Austenitisierungsbehandlung mehrfach durchgeführt werden, um ein besonders homogenes Gefüge zu erreichen.
• Im Anschluss an die letzte, optional auch im Anschluss an eine der vorher durchgeführten Austenitisierungsbehandlung wird das austenitisierte Stahlprodukt auf eine Abschrecktemperatur T_s von weniger als 500°C, insbesondere weniger als 300°C, vorzugsweise weniger als 100°C derart abgeschreckt, dass sich in dem abgeschreckten Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV einstellt. Insbesondere in Abhängigkeit von der Abkühlgeschwindigkeit und insbesondere auch bedingt durch die Gehalte der Legierungselemente, insbesondere des Kohlenstoffs, ist die Höhe der Härte beeinflussbar, sodass bevorzugt das austenitisierte Stahlprodukt aktiv mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 10 K/s, insbesondere von mindestens 30 K/s, bevorzugt von mindestens 80 K/s abgekühlt wird.
• Gemäß einer Ausgestaltung kann zur Erhöhung der Duktilität das abgeschreckte Stahlprodukt angelassen werden, wodurch ein vergütetes, im Wesentlichen aus angelassenem Martensit bestehendes Gefüge entsteht. Die Anlasstemperatur T_V und Anlassdauer t_v der Anlassbehandlung können je nach Zusammensetzung der Legierungselemente und gewünschtem Anlasseffekt gewählt werden. Für die Wirksamkeit der Behandlung haben sich Werte von T_V von mindestens 150°C und t_V von mindestens 1 min als hilfreich gezeigt. Um einen erkennbaren Duktilitätsgewinn zu erreichen, werden insbesondere T_V von mindestens 200 °C und t_V von mindestens 2 min gewählt. Zur Vermeidung einer übermäßigen Verringerung der Härte wird die Anlassbehandlung T_V auf maximal 750 °C und t_V auf maximal 120 min beschränkt. Eine hohe T_V und/oder t_V erfordert einen relativ hohen Kohlenstoffgehalt zur Einstellung des gewünschten Härteniveaus. Da dies die Schweißbarkeit negativ beeinflusst, wird insbesondere T_V auf maximal 670 °C und t_V auf maximal 45 min gewählt. Die Verfahren zur Anlassbehandlung entsprechen dabei den üblichen, im Stand der Technik offenbarten Vorgehensweisen für vergütete Werkstoffe.
• Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahlprodukts sind, wie folgt, angegeben:
• C ist ein festigkeitssteigerndes Legierungselement und trägt mit zunehmendem Gehalt zur Härtesteigerung bei, indem es entweder als interstitielles Atom im Austenit gelöst vorliegt und bei der Abkühlung zur Bildung härteren Martensits beiträgt oder mit Fe, Cr, Mo, Ti, Nb, Zr, V und/oder W Karbide bildet, die einerseits härter als die umgebende Matrix sein können oder diese zumindest so verzerren können, dass die Härte der Matrix steigt. C ist daher mit Gehalten von mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,15 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,2 Gew.-% vorhanden, um die gewünschte Härte zu erreichen bzw. einzustellen. Mit höherer Härte nimmt auch die Sprödigkeit zu, sodass der Gehalt auf maximal 0,6 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,55 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,50 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,47 Gew.-% beschränkt ist, um die Werkstoffeigenschaften, insbesondere die Duktilität, nicht negativ zu beeinflussen und eine ausreichende Schweißbarkeit sicherzustellen. In einer bevorzugten Ausführung werden Stahlprodukte erzeugt, die sich besonders für den Leichtbau im Schutz gegen Beschuss mit Hartkerngeschossen eignen, wie sie in den Beschussklassen der Prüfstufen 8 und höher gemäß der Prüfrichtlinie VPAM APR 2006, Fassung 2 mit Stand vom 30.11.2014 vorgesehen sind. In dieser Ausführung weist das Stahlprodukt eine Härte von mindestens 490 HV, bevorzugt mindestens 590 HV, weiter bevorzugt mindestens 640 HV, besonders bevorzugt mindestens 660 HV. Um dies zu erreichen, werden bevorzugt C-Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 0,37 Gew.-% eingestellt.
• Mn ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt und insbesondere zum Abbinden von S zu MnS eingesetzt wird, um die Bildung spröder intermediärer/intermetallischer Phasen wie FeS zu vermeiden, sodass ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,2 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,5 Gew.-% vorhanden ist. Mangan setzt die kritische Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Das Legierungselement ist auf maximal 2,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,9 Gew.-%, um eine ausreichende Schweißbarkeit und ein gutes Umformverhalten sicherzustellen. Zudem wirkt Mn stark seigernd und ist daher vorzugsweise auf maximal 1,5 Gew.-% beschränkt.
• Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) enthalten.
• N kann als optionales Legierungselement mit einem Mindestgehalt von 0,001 Gew.-% mit ähnlicher Wirkung wie C eingesetzt werden, denn seine Fähigkeit zur Nitridbildung sowie seine martensitbildenden Eigenschaften können sich positiv auf die Festigkeit auswirken. Bei Anwesenheit von AI können sich zudem Aluminiumnitride bilden, die die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern. Zudem kann N die Härte des gebildeten Martensits bei der Härtung erhöhen. Unterhalb von 0,001 Gew.-% liegende Gehalte haben sich als nicht wirksam herausgestellt. Aus wirtschaftlichen Gründen können Gehalte insbesondere von mindestens 0,002 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,003 Gew.-% zugelassen werden, da die Einstellung niedrigerer Gehalte technisch sehr aufwändig ist. Der Stickstoffgehalt für die Schmelzenanalyse ist auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt, um der Entstehung spröder Gefügebestandteile vorzubeugen. Insbesondere wird ein maximaler Gehalt von 0,01 Gew.-%, vorzugsweise ein maximaler Gehalt von 0,006 Gew.-% eingestellt, um die unerwünschte Bildung grober Titannitride (bei optionaler Ti-Legierung) zu vermeiden, die sich negativ auf die Zähigkeit auswirken würden. Zudem wird bei Einsatz des optionalen Legierungselements Bor dieses von Stickstoff abgebunden, falls der Aluminium- oder Titangehalt nicht hoch genug sein sollte.
• Si ist ein optionales Legierungselement, das zur Mischkristallhärtung beitragen und sich je nach Gehalt positiv in einer besseren Härtbarkeit auswirken kann. Si kann die Zementitbildung unterdrücken, sodass mehr Kohlenstoff im Austenit gelöst bleibt, wodurch wiederum die martensitische Umwandlung gefördert wird, so dass ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% vorhanden sein kann. Bei geringeren Gehalten ist eine Wirksamkeit von Si nicht klar nachweisbar, wobei sich Si aber auch nicht negativ auf die Eigenschaften des Stahls auswirkt. Neben der Verbesserung der Härtbarkeit lässt sich die Anfälligkeit gegenüber Anlassversprödung durch Zulegieren von Si reduzieren. Daher kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% zulegiert werden. Wird dem Stahl zu viel Silizium zugegeben, hat dies einen negativen Einfluss auf die Schweißbarkeit, das Verformungsvermögen und die Zähigkeitseigenschaften. Daher ist das Legierungselement auf maximal 1,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,9 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Walzbarkeit sicherzustellen, und wird darüber hinaus vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,4 Gew.-% beschränkt, um die Bildung von Rotzunder sicher zu vermeiden, welcher durch seine wärmeisolierende Schicht die Wirksamkeit weiterer Wärmebehandlungsverfahrens negativ beeinträchtigen kann. Zudem kann Si zur Desoxidation des Stahls verwendet werden, falls der Einsatz von AI beispielsweise vermieden werden soll, um eine unerwünschte Abbindung z. B. von N zu vermeiden.
• AI kann zur Desoxidation beitragen, weshalb optional ein Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% eingestellt wird. Das Legierungselement ist zur Vermeidung der Bildung unerwünschter intermetallischer Phasen auf maximal 2,0 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,0 Gew.-% zur Gewährleistung einer möglichst guten Vergießbarkeit, vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,1 Gew.-% beschränkt, um unerwünschte Ausscheidungen im Werkstoff insbesondere in Form von nichtmetallischen oxidischen Einschlüssen im Wesentlichen zu reduzieren und/oder zu vermeiden, welche die Werkstoffeigenschaften negativ beeinflussen können. Beispielsweise kann der Gehalt zwischen 0,02 und 0,06 Gew.-% eingestellt werden. AI kann auch dafür eingesetzt werden, den im Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, sodass das optional zulegierte Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann, daher kann es in einer alternativen, bevorzugten Ausführung in Gehalten von 0,07 bis 0,10 Gew.-% zugegeben werden, wobei der kombinierte Einsatz mit den optionalen Legierungselementen B und Nb besonders bevorzugt wird. In einer weiteren, alternativen Ausführung kann AI mit einem Gehalt zwischen 1,0 bis 2,0 Gew.-% gezielt legiert werden, um durch Dichtereduktion das Leichtbaupotenzial weiter zu erhöhen.
• Cr kann als optionales Legierungselement je nach Gehalt auch zur Einstellung der Festigkeit, insbesondere positiv zur Härtbarkeit beitragen, mit einem Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%. Zudem kann Cr allein oder in Kombination mit anderen Elementen als Karbidbildner eingesetzt werden. Cr kann effektiv die Bildung von Ferrit und Perlit während des Abkühlvorganges unterdrücken und so eine vollständige martensitische Umwandlung ermöglichen. Wegen der positiven Wirkung auf die Zähigkeit des Materials kann der Cr-Gehalt insbesondere auf mindestens 0,1 Gew.-%, vorzugsweise auf mindestens 0,2 Gew.-% eingestellt werden. Zur Erhöhung des Widerstandes gegen Abrostung werden weiter bevorzugt Gehalte von mindestens 0,4 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,6 Gew.-% eingesetzt. Das Legierungselement ist aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 3,0 Gew.-%, zur Gewährleistung einer ausreichenden Schweißbarkeit insbesondere auf maximal 1,7 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 1,0 Gew.-% beschränkt.
• B kann als optionales Legierungselement in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Ferrit/Bainit verzögern und die Härtbarkeit und Festigkeit verbessern, insbesondere, wenn N durch starke Nitridbildner wie Ti, AI und/oder Nb abgebunden wird, und kann mit einem Gehalt von mindestens 0,0001 Gew.-% vorhanden sein. Um den genannten Effekt zu vergrößern, werden bevorzugt Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,002 Gew.-% eingesetzt. Das Legierungselement ist auf maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,005 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere bezogen auf die Duktilität an Korngrenzen, auswirken können und eine Reduzierung der Härte und/oder Festigkeit zur Folge hätten.
• Ti, V, Zr und/oder W können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung zulegiert werden, wobei Ti und W jeweils auf maximal 0,15 Gew.-% und V und Zr auf maximal 0,2 Gew.-% eingeschränkt sind. Zudem kann Ti zur Abbindung von N verwendet werden. Vor allem aber können diese Elemente als Mikrolegierungselemente eingesetzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können Ti, V, Zr und/oder W einzeln oder in Kombination mit Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt werden. Zur Erhöhung der festigkeitssteigernden Wirkung werden Ti, V, Zr und/oder W bevorzugt einzeln oder in Kombination mit Gehalten von mindestens 0,015 Gew.-% verwendet. Zur vollständigen Abbindung von N wäre der Gehalt an Ti mit mindestens 3,42*N vorzusehen. Die Legierungselemente sind besonders bevorzugt in Kombination auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,10 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere sich negativ auf die Zähigkeit des Werkstoffs auswirken.
• Nb kann als optionales Legierungselement eingesetzt werden. Der Einsatz von Nb ist bevorzugt, da Nb die T_NR erhöhen und somit ein thermomechanisches Walzen ermöglichen kann. Dies kann aus folgendem Grund von Vorteil sein: Ziel beim Warmwalzen ist zunächst die Bildung eines feinen Gefüges nach Walzung und (erster) Abkühlung. Hierfür wird ein Teil der Walzverformung (Dickenabnahme) gezielt bei Temperaturen unterhalb der T_NR durchgeführt. Wenn eine chemische Zusammensetzung gewählt wird, bei der die T_NR zu niedrig ist, müsste während des Walzens entweder aktiv gekühlt werden oder es müssten Walzpausen zur Abkühlung eingeführt werden, was die Wirtschaftlichkeit des Warmwalzens verringern würde. Zudem würde eine Walzung bei zu niedriger Temperatur das Risiko bergen, die gewünschten Ebenheiten am Endprodukt nicht einhalten zu können. Alternativ können zur Erhöhung der T_NR auch die Elemente Ti und V verwendet werden, deren Wirksamkeit jedoch geringer ist als im Falle von Nb. Zudem kann Nb als Mikrolegierungselement verwendet werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung der Wirksamkeit wird bei der Verwendung von Nb ein Mindestgehalt von 0,005 Gew.-% gewählt. Um eine weitere Erhöhung der T_NR zu erreichen, kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% eingestellt werden. Zur effektiven Ausnutzung der festigkeitssteigernden Wirkung durch Bildung von Carbiden, Nitriden und/oder Carbonitriden kann der Mindestgehalt vorzugsweise auf 0,02 Gew.-% festgelegt werden. Der Gehalt von Nb wird aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 0,2 Gew.-% beschränkt, wobei die Wirksamkeit der Erhöhung des Nb-Gehaltes ab 0,1 Gew.-% deutlich abnimmt, weswegen insbesondere maximal 0,1 Gew.-% zulegiert werden. Bei Bildung unerwünscht großer Nbhaltiger Ausscheidungen steht ein zu großer Anteil des Kohlenstoffgehalts nicht mehr zur Verfestigung des Martensits zur Verfügung, weshalb als maximaler Nb-Gehalt bevorzugt 0,04 Gew.-% gewählt wird.
• In einer bevorzugten Ausführung der Erfindung wird zur Erhöhung der T_NR mindestens eines der vorgenannten Mikrolegierungselemente Nb, Ti und/oder V eingesetzt, wobei Nb + Ti + V ≥ 0,015 Gew.-%, bevorzugt Nb + Ti + V ≥ 0,020 Gew.-% gilt. Um schon bei höheren Temperaturen Ausscheidungen zu bilden und so die Festigkeit wirksam zu steigern, werden in einer besonders bevorzugten Ausführung die Elemente Nb und/oder Ti eingesetzt, wobei Nb + Ti ≥ 0,015 Gew.-%, bevorzugt Nb + Ti ≥ 0,020 Gew.-% gilt.
• Mo kann optional zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zulegiert werden. Des Weiteren kann sich Mo positiv auf die Zähigkeitseigenschaften auswirken. Mo kann als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Verbesserung der Zähigkeit eingesetzt werden. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten, wird ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,1 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,2 Gew.-% eingestellt. Aus Kostengründen wird der Maximalgehalt auf 1,0 Gew.-%, insbesondere auf 0,7 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,31 Gew.-% beschränkt.
• Cu als optionales Legierungselement kann mit einem Gehalt von 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-% durch Mischkristall- oder Ausscheidungshärtung zu einer Härtesteigerung beitragen.
• P ist ein Eisenbegleiter, der sich stark zähigkeitsmindernd auswirkt und in Verschleiß- oder Sicherheitsstählen üblicher Weise zu den unerwünschten Begleitelementen zählt. Um seine festigkeitssteigernde Wirkung zu nutzen, kann es jedoch optional mit Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. P kann aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwindigkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Aus diesen genannten Gründen wird das Element auf maximal 0,15 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,06 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,03 Gew.-% begrenzt.
• S zählt zu den technisch unvermeidbaren Verunreinigungen und weist im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und bildet unerwünschtes FeS, weswegen es durch Mn abgebunden werden muss. Der S-Gehalt wird daher auf maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,02 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,005 Gew.-% eingeschränkt.
• Ca kann optional der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,005 Gew.-% zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalziumzugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten verbessert. Die beschriebenen Effekte sind ab einem Gehalt von 0,0005 Gew.-% wirksam, weswegen diese Grenze bei Einsatz von Ca als Minimum gewählt werden kann.
• Ni, welches optional bis zu maximal 5,0 Gew.-% zulegiert werden kann, kann positiv die Verformbarkeit und Zähigkeit des Materials beeinflussen. Durch eine Verringerung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit kann Ni darüber hinaus die Durchhärtung und optional Durchvergütung erhöhen. Die beschriebenen Effekte treten ab einem Gehalt von 0,1 Gew.-% auf. Insbesondere wird ein Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% zulegiert.
• Da durch das oben beschriebene Warmwalzverfahren bereits ein feinkörniges Gefüge eingestellt werden kann, welches zu einer Zähigkeitserhöhung führt, ist der Einsatz hoher Ni-Gehalte nur bei großen Dicken d von mindestens 25 mm, insbesondere von mindestens 50 mm, besonders vorteilhaft, um die Durchhärtung zu gewährleisten, wobei der Mindestgehalt 2,0 Gew.-% beträgt. Aus Kostengründen ist hingegen ein geringerer Legierungsgehalt an Ni erstrebenswert. Daher werden insbesondere für geringe Dicken d unterhalb von 50 mm, insbesondere unterhalb von 25 mm, geringere Gehalte eingesetzt, sodass der Gehalt auf maximal 2,0 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 1,3 Gew.-% eingestellt wird.
• Ni und Mo können einzeln oder in Kombination die Durchhärtbarkeit des Materials erhöhen, sind aber insbesondere aus Kostengründen sowie zur Verbesserung der Schweißbarkeit bevorzugt in möglichst geringen Gehalten zu legieren. Für die hier eingesetzten Stähle werden daher bevorzugt Gehalte eingesetzt, für die gilt: Ni + Mo ≤ 3,0 Gew.-%, besonders bevorzugt Ni + Mo ≤ 2,0 Gew.-%. Die Grenze von 2,0 Gew.-% gilt insbesondere für geringe Blechdicken d unterhalb von 25 mm, vor allem jedoch unterhalb von 15 mm.
• Sn, As und/oder Co sind Legierungselemente, die zu den Verunreinigungen gezählt werden können. Die Gehalte sind beschränkt auf maximal 0,05 Gew.-% Sn, auf maximal 0,2 Gew.-% Co, auf maximal 0,05 Gew.-% As.
• 0 ist üblicher Weise unerwünscht, da es beispielsweise mit AI oxydische Einschlüsse bildet. Der Maximalgehalt für Sauerstoff wird daher mit 0,01 Gew.-%, insbesondere mit 0,005 Gew.%, vorzugsweise mit 0,002 Gew.-% angegeben.
• H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen der bei bzw. nach der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Das Element Wasserstoff wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,0006 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,0004 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.
• Die als optional angegebenen Legierungselemente können insbesondere alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigenschaften des Stahlprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern.
• Das Stahlprodukt ist als Blech mit einer Dicke d zwischen 5 und 150 mm, insbesondere zwischen 4 und 100 mm, vorzugsweise zwischen 6 und 80 mm, oder als Warmband mit einer Dicke d zwischen 1,5 und 25 mm, insbesondere zwischen 5 und 20 mm, vorzugsweise zwischen 4 und 15 mm ausgeführt. Zur Herstellung von Bauteilen können aus dem Blech oder Warmband Zuschnitte oder Platinen herausgearbeitet bzw. aus- oder abgeschnitten werden, welche eben oder geformt, je nach Bauteildesign auch mit engen Biegeradien, durch Kaltumformung als Bauteil verwendet werden können, insbesondere in Verschleiß- oder Sicherheitsanwendungen.
• Bauteile für Landwirtschafts- oder Baumaschinen unterliegen aufgrund ihres bestimmungsgemäßen Einsatzzwecks einem sehr hohen abrasiven Verschleiß. Gleichzeitig nehmen auch bei diesen Bauteilen Designaspekte einen immer größeren Stellenwert ein. Herkömmliche konventionell, gehärtete Stähle sind hierbei, insbesondere bei der Umsetzung von engen Biegeradien, nicht geeignet, da sie zwar die geforderte Festigkeit besitzen, ihnen aber die notwendige Umformbarkeit fehlt. Durch die eingestellte isotrope Textur des erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlproduktes werden sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine gegenüber der herkömmlichen Ausführung verbesserte Umformbarkeit erreicht. Klassische Anwendungsfälle sind neben gepanzerten Fahrzeugen z. B. Förderzeuge, wie Brecherwerke, Ketten- und Schneckenförderer in der Rohstoffindustrie, Kippermulden im Fahrzeugbau, Steinbrecher in Zementwerken.
• Eine bevorzugte Verwendung des erfindungsgemäßen Stahlprodukts ist in ebener oder geformter Ausführung als Bauteil in Sicherheitsanwendungen, beispielsweise als beschussfester Sicherheitsstahl, anwendbar. Die isotrope Textur lässt ein gleichmäßiges Fließen des Materials in alle Richtungen zu, sodass beim Auftreffen eines Projektils keine lokale Überbelastung, welche zu einem frühzeitigen Versagen des Bauteils führen würde, auftreten kann.
• In einem ersten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,39%, Mn=1,3%, N=0,0035%, Si=0,37%, AI=0,045%, Cr=0,71%, B=0,004%, Ti=0,015%, V=0,02%, Nb=0,038%, Mo=0,53%, P=0,03%, S=0,004%, Ca=0,002%, Ni=0,6%, 0=0,002%, H=0,0002%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, beispielsweise in einer Stranggießanlage, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Anhand der Definition in Abhängigkeit von der Zusammensetzung betragen die Rekristallisationsstopptemperatur T_NR = 1067 °C und die Austenitisierungstemperatur A_c3 = 788 °C. Eine der Brammen wurde bereitgestellt und beispielsweise in einem Hubbalkenofen auf eine Wiedererwärmungstemperatur von 1250 °C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, insbesondere für 120 min, sodass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand. Die Bramme wurde nach erfolgter Wiedererwärmung einer Walzstraße zugeführt, in der in 15 Stichen in Walzgerüsten dickenreduzierend auf die Bramme eingewirkt wurde und hieraus ein Stahlprodukt in Blechform mit einer Dicke d = 11 mm warmgewalzt wurde, wobei die ersten 10 Stiche oberhalb von T_NR, wobei nach dem 10. Stich eine Dickenabnahme von 88 % vorlag, und die letzten 5 Stiche zwischen T_NR und T_NR - 100 °C durchgeführt wurden. Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wurde das Stahlprodukt mit Wasser benetzt und abgekühlt, insbesondere auf eine Temperatur von weniger als 300 °C heruntergekühlt, und anschließend zu einem Coil gehaspelt. Das Coil wurde anschließend auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Nach der Abkühlung wurde eine Platine als Probe von dem Coil abgeschnitten, welche einer Austenitisierungsbehandlung zugeführt wurden. Die Platine wurde bei einer Temperatur T_A = 940 °C für eine Dauer t_A = 16 min durchgeführt. Mit einem gilt ΔT_Ü von 152 °C berechnet sich ein T_A*AT_Ü = 2432 C°*min. Die austenitisierte Probe wurde anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 90 K/s auf ca. 20 °C heruntergekühlt und in einer abschließenden Anlassbehandlung mit T_V = 320 °C und t_v = 30 min vergütet. Es stellte sich ein Gefüge mit einem im Wesentlichen angelassenen Martensit ein, angelassener Martensit mit ca. 96 % und unvermeidbaren Gefügebestandteilen (Bainit). Eine Härte von ca. 640 HV wurde ermittelt.
• In der Tabelle 1 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengraphischen r-Werte der 11 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst: Tabelle 1

  (Mess-)Ebene	Oberfläche	1/10 der Dicke d	1/3 der Dicke d	1/2 der Dicke d
  f(g)R	0,83	1,27	1,27	1,20
  rm	0,898	0,981	0,977	0,977
  Δr	0,007	0,080	0,065	-0,057
  r0°	0,915	1,026	1,009	0,954
  r45◦	0,894	0,941	0,949	1,005
  r90°	0,887	1,015	1,000	0,942

• Weitere Proben wurden entsprechend den Angaben oben gehärtet, vergütet und einer Beschussuntersuchung zugeführt. Überraschenderweise wurde festgestellt, dass trotz einer Dicke d von nur 11 mm vergleichbare Ergebnisse wie Sicherheitsstähle mit ähnlicher Zusammensetzung, jedoch konventionell und mit einer Dicke von 12 mm hergestellt, erzielt werden konnten. Insbesondere konnte die Prüfung nach Beschussklasse VPAM 9 bestanden werden, sodass durch das erfindungsgemäße Verfahren eine isotrope Textur im Sicherheitsstahl eingestellt werden konnte, wodurch eine gleichbleibende Performance jedoch mit geringerer Dicke und damit verbunden weniger Gewicht erzielt werden konnte. Dies ist vorzugsweise für gepanzerte Fahrzeuge ein Zugewinn.
• In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,41%, Mn=0,62%, N=0,0055%, Si=0,32%, Al=0,090%, Cr=0,97%, B=0,0025%, Ti=0,018%, Nb=0,032%, Mo=0,34%, P=0,01%, S=0,007%, Ca=0,0007%, Ni=0,82%, 0=0,001%, H=0,0001%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parameter wurden berücksichtigt:
• T_NR = 1103 °C; A_C3 = 780 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1270 °C, Dauer: 120 min; Warmwalzen mit 11 Stichen zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbandes mit einer Dicke d= 6 mm, wobei die ersten 7 Stiche oberhalb von T_NR, wobei nach dem 7. Stich eine Dickenabnahme von 72 % vorlag, und die letzten 4 Stiche zwischen T_NR und T_NR - 200 °C durchgeführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C;
• Austenitisierungsbehandlung mit T_A = 905 °C und t_A = 10 min; ΔT_Ü = 125 °C und t_A*AT_Ü = 1250 C°*min und anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 30 K/s auf ca. 20 °C; es wurde keine Anlassbehandlung durchgeführt. Es stellte sich ein Gefüge aus Martensit mit ca. 98 % und unvermeidbaren Gefügebestandteilen (Bainit) ein. Eine Härte von ca. 600 HV wurde ermittelt.
• In der Tabelle 2 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengraphischen r-Werte 6 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst: Tabelle2

  (Mess-)Ebene	Oberfläche	1/10 der Dicke d	1/3 der Dicke d	1/2 der Dicke d
  f(g)R	0,94	1,13	1,25	1,18
  rm	0,901	0,969	0,987	1,001
  Δr	-0,002	0,088	0,033	-0,023
  r0°	0,921	1,017	1,013	0,982
  r45°	0,902	0,925	0,971	1,012
  r90°	0,879	1,009	0,994	0,997

• In einem dritten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,26%, Mn=1,21%, N=0,0028%, Si=0,3%, Al=0,032%, Cr=0,97%, Ti=0,018%, Mo=0,21%, Cu=0,72% P=0,004%, S=0,0008%, Ca=0,003%, Ni=2,35%, 0=0,001%, H=0,0001%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parameter wurden berücksichtigt:
• T_NR = 1025 °C; A_C3 = 774 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1210 °C, Dauer: 90 min;
• Warmwalzen mit 7 Stichen zu einem Stahlprodukt in Blechform mit einer Dicke d= 28 mm,
• wobei die ersten 5 Stiche oberhalb von T_NR, wobei nach dem 5. Stich eine Dickenabnahme von 90 % vorlag, und die letzten 2 Stiche zwischen T_NR und T_NR - 100 °C durchgeführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C; Austenitisierungsbehandlung mit T_A = 980 °C und t_A = 30 min; ΔT_Ü = 206 °C und t_A*AT_Ü = 6180 C°*min, anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 30 K/s auf ca. 20 °C und abschließende Anlassbehandlung mit T_V = 200 °C und t_v = 60 min. Es stellte sich ein Gefüge aus Martensit mit 100 %. Eine Härte von ca. 530 HV wurde ermittelt.
• In der Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengraphischen r-Werte der 28 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst: Tabelle 3

  (Mess-)Ebene	Oberfläche	1/10 der Dicke d	1/3 der Dicke d	1/2 der Dicke d
  f(g)R	1,07	0,80	0,97	0,97
  rm	0,952	0,953	0,957	0,957
  Δr	-0,025	-0,010	0,035	0,033
  r0°	0,950	0,955	0,962	0,940
  r45◦	0,964	0,957	0,940	0,941
  r90°	0,930	0,940	0,986	1,008

• In einem vierten Ausführungsbeispiel wurde eine hochreine Laborschmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,39%, Mn=1,3%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=180 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parameter wurden berücksichtigt:
• T_NR = 966 °C; A_c3 = 837 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1250 °C, Dauer: 120 min;
• Warmwalzen mit 13 Stichen zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbandes mit einer Dicke d= 2,5 mm, wobei die ersten 7 Stiche oberhalb von T_NR, wobei nach dem 7. Stich eine Dickenabnahme von 76 % vorlag, und die letzten 6 Stiche zwischen T_NR und T_NR - 200 °C durchgeführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C; Austenitisierungsbehandlung mit T_A = 900 °C und t_A = 5 min; ΔT_Ü = 63 °C und t_A*AT_Ü = 315 C°*min und anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf ca. 350 °C. Es stellte sich ein Gefüge aus Martensit mit 85 %, Bainit mit 8 % Rest Ferrit und Perlit ein. Eine Härte von ca. 460 HV wurde ermittelt.
• In der Tabelle 4 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengraphischen r-Werte der 2,5 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst: Tabelle 4

  (Mess-)Ebene	Oberfläche	1/10 der Dicke d	1/3 der Dicke d	1/2 der Dicke d
  f(g)R	1,20	1,10	1,13	1,27
  rm	0,951	0,982	0,947	0,940
  Δr	-0,018	-0,017	-0,025	-0,038
  r0°	0,955	0,999	0,904	0,885
  r45◦	0,960	0,991	0,960	0,959
  r90°	0,930	0,949	0,966	0,956

• In einem fünften Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,34%, Mn=0,95%, N=0,0017%, Si=0,27%, AI=0,045%, Nb=0,017%, Cr=0,72%, P=0,055%, S=0,0008%, Ca=0,011%, Ni=0,15%, 0=0,001% H=0,0006%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parameter wurden berücksichtigt:
• T_NR = 990 °C; A_c3 = 803 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1250 °C, Dauer: 120 min;
• Warmwalzen mit 13 Stichen zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbandes mit einer Dicke d=7 mm, wobei die ersten 6 Stiche oberhalb von T_NR, wobei nach dem 6. Stich eine Dickenabnahme von 92 % vorlag, und die letzten 7 Stiche zwischen T_NR und T_NR - 100 °C durchgeführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C;
• Austenitisierungsbehandlung mit T_A = 950 °C und t_A = 10 min; ΔT_Ü = 147 °C und t_A*AT_Ü = 1470 C°*min und anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf ca. 20 °C; Anlassbehandlung mit T_V = 600 °C und t_v = 60 min. Es stellte sich ein Gefüge aus Martensit mit 100 % ein. Eine Härte von ca. 425 HV wurde ermittelt.
• In der Tabelle 5 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengraphischen r-Werte der 7 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst: Tabelle 5

  (Mess-)Ebene	Oberfläche	1/10 der Dicke d	1/3 der Dicke d	1/2 der Dicke d
  f(g)R	0,87	0,97	1,17	1,27
  rm	0,859	0,958	0,961	0,963
  Δr	-0,004	0,035	0,048	-0,009
  r0°	0,877	0,979	0,987	0,952
  r45◦	0,861	0,940	0,937	0,968
  r90°	0,838	0,972	0,983	0,966

• ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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• Zitierte Patentliteratur
• EP 2123447 A1 [0002]
• Zitierte Nicht-Patentliteratur
• DIN EN ISO 10113 [0011]
• DIN EN ISO 6892-1 [0011, 0021]
• „H.-J. Bunge, Texture Analysis in Materials Science: mathematical methods, Göttingen: Cuvillier, 1993" oder „H.-J. Bunge, Program System: Physical Properties of Textured Materials, Göttingen: Cuvillier, 2001‟ [0013]
• DIN EN ISO 6507-1:2016 [0021]
• „Reconstruction of parent grains from EBDS data‟ von C. Cayron et al. im Jahre 2006 publiziert, s. „Materials Characterization 57“, S. 386-401. Eine weitere Beschreibung der Methode erfolgte im Jahre 2007 [0030]
• C. Cayron: „ARPGE: a computer program to automatically reconstruct the parent grains from electron backscatter diffraction data“, veröffentlicht im Journal of Applied Crystallography, ISSN 0021-8898, S. 1183-1188 [0030]

Claims (11)

1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes mit einer Härte von mindestens 310 HV umfassend die Schritte: a) Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,1 bis 0,6 %, Mn: 0,05 bis 2,5%, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, O, H) mit N: 0,001 bis 0,02 %, Si: 0,05 bis 1,5 %, AI: 0,005 bis 2,0 %, Cr: 0,05 bis 3,0 %, B: 0,0001 bis 0,01 %, Ti: 0,005 bis 0,15 %, V: 0,005 bis 0,2 %, W: 0,005 bis 0,15 %, Nb: 0,005 bis 0,2 %, Zr: 0,005 bis 0,2 %, Mo: 0,05 bis 1,0 %, Cu: 0,05 bis 1,5 %, P: 0,005 bis 0,15 %, S: bis 0,03 %, Ca: 0,0005 bis 0,015 %, Ni: 0,1 bis 5,0 %, Sn: bis 0,05 %, As: bis 0,05 %, Co: bis 0,2 %, O: bis 0,01 %, H: bis 0,001 %, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D; b) Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Wiedererwärmtemperatur oder Halten des Vorprodukts auf einer Haltetemperatur, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht; c) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Stahlprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten auf eine Dicke d, wobei zwischen 70 % und 99 % der gesamten Dickenabnahme bei einer Temperatur zwischen der Wiedererwärmungs- oder Haltetemperatur und einer Rekristallisationsstopptemperatur T_NR und die restliche Dickenabnahme zwischen 1 % und 30 % zur Einstellung der Dicke d bei einer Temperatur zwischen T_NR und T_NR -250°C durchgeführt wird, wobei T_NR in °C, wie folgt, definiert ist: T_NR = 887 + 464*C + (6445*Nb - 644*VNb) + (732*V - 230*√V) + 890*Ti + 363*A - 357*Si, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind; d) Abkühlen des warmgewalzten Stahlprodukts auf eine Abkühltemperatur T_K zwischen 0°C und 500°C; e) Erwärmen des Stahlprodukts auf eine Austenitisierungsemperatur T_A oberhalb von A_c3, wobei A_c3 in °C wie folgt definiert ist: A_c3 = 902 - 255*C + 19*Si - 11*Mn - 5*Cr + 13*Mo - 20*Ni + 55*V, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind, und Halten bei einer Temperatur T_A für eine Dauer t_A von maximal 200 min; f) Abschrecken des austenitisierten Stahlprodukts auf eine Abschrecktemperatur T_s von weniger als 500°C derart, sodass sich in dem abgeschreckten Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV einstellt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei eine Überhitzung AT_Ü, welche bestimmt wird durch: ΔT_Ü = T_A - A_c3, zwischen 50°C und 300°C eingestellt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die t_A und die ΔT_Ü derart eingestellt werden, dass das Produkt aus t_A und ΔT_Ü zwischen 300°C*min und 10.000°C*min beträgt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das abgeschreckte Stahlprodukt angelassen wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei eine Anlasstemperatur T_V zwischen 150 °C und 750 °C und eine Anlassdauer t_v zwischen 1 min und 120 min gewählt wird.
6. Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV, insbesondere hergestellt nach einem der vorhergehenden Ansprüche, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,1 bis 0,6 %, Mn: 0,05 bis 2,5%, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, O, H) mit N: 0,001 bis 0,02 %, Si: 0,05 bis 1,5 %, AI: 0,005 bis 2,0 %, Cr: 0,05 bis 3,0 %, B: 0,0001 bis 0,01 %, Ti: 0,005 bis 0,15 %, V: 0,005 bis 0,2 %, W: 0,005 bis 0,15 %, Nb: 0,005 bis 0,2 %, Zr: 0,005 bis 0,2 %, Mo: 0,05 bis 1,0 %, Cu: 0,05 bis 1,5 %, P: 0,005 bis 0,15 %, S: bis 0,03 %, Ca: 0,0005 bis 0,015 %, Ni: 0,1 bis 5,0 %, Sn: bis 0,05 %, As: bis 0,05 %, Co: bis 0,2 %, O: bis 0,01 %, H: bis 0,001 %, besteht, wobei das Stahlprodukt eine senkrechte Anisotropie mit einem r-Wert r_m zwischen 0,5 und 2,0 aufweist, wobei r_m wie folgt definiert ist: r_m = (r_0° + 2*r_45° + r_90°)/4, und die Werte r₀◦,r₄₅◦ und r_90° in einer definierten Ebene aus Daten einer röntgenographischen Texturbestimmung berechnet sind und sich auf Winkel von 0°, 45° bzw. 90° zur Walzrichtung beziehen.
7. Stahlprodukt nach Anspruch 6, wobei die Differenz der walzrichtungsabhängigen r-Werte in einer definierten Ebene -0,5 ≤ Δr ≤ +0,5 beträgt, wobei für Δr = (r_0° + r_90°)/2 - r45° gilt.
8. Stahlprodukt nach Anspruch 6 oder 7, wobei das Stahlprodukt eine Orientierungsdichte f(g)_R ≤ 5 aufweist.
9. Stahlprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 8, wobei für die definierten Ebenen 1/10, 1/3 und 1/2 entlang der Dicke des Stahlprodukts jeweils 0,5 ≤ r_m ≤ 2,0, -0,5 ≤ Δr ≤ +0,5 und f(g)_R < 5 gilt.
10. Stahlprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 9, wobei das Stahlprodukt ein Gefüge aus Martensit und/oder angelassenem Martensit mit mindestens 80 % aufweist, wobei weitere Gefügebestandteile in Form von Bainit, Austenit, Restaustenit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können.
11. Verwendung eines Stahlprodukts nach einem der Ansprüche 6 bis 10 als ebenes oder geformtes Bauteil im Bereich der Verschleiß- oder Sicherheitsanwendung.