EP2746409A1 - Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts und Mangan-Stahlprodukt mit einer speziellen Legierung - Google Patents

Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts und Mangan-Stahlprodukt mit einer speziellen Legierung Download PDF

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EP2746409A1
EP2746409A1 EP12198817.4A EP12198817A EP2746409A1 EP 2746409 A1 EP2746409 A1 EP 2746409A1 EP 12198817 A EP12198817 A EP 12198817A EP 2746409 A1 EP2746409 A1 EP 2746409A1
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cooling
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Voestalpine Stahl GmbH
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    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above

Definitions

  • the present invention relates to a method of heat treating a manganese steel product, also referred to herein as a mid-manganese steel product. It is also a special alloy of a manganese steel product that can be heat treated by a special process.
  • steel products may include ferrite, pearlite, retained austenite, tempered martensite, martensite and bainite microstructures .
  • the properties of steel alloys depend, among other things, on the proportions of different phases, microstructures and their structural arrangement in microscopic observation.
  • Simple forms of advanced, high-strength steels of the 1st generation have, for example, a 2-phase composition of ferrites and martensites. Such steels are also referred to as biphasic steels. Ferrite (also called ⁇ -Fe or ⁇ -Fe depending on the constellation) forms a relatively soft matrix and martensite typically forms inclusions in this matrix.
  • Second generation steels such as TWIP steel, have mainly an austenitic microstructure and a high manganese content greater than 15% by weight.
  • TWIP stands for TWinning Induced Plasticity steel.
  • Each of these steels has different properties. Depending on the specific requirement profile, different steels are used, for example, in the automotive industry.
  • the carbon content (C) in such steels is typically in the range between 0.2 and 1.2 wt%. These are usually mild steels.
  • An austenite structure (also called gamma, ⁇ mixed crystal or ⁇ -Fe) is a mixed crystal that can form in a steel product.
  • the austenite structure has a bcc crystal structure, has a high heat resistance and offers good corrosion properties.
  • austenite formers which increase the austenite range, or volume fraction. These include nickel (Ni), chromium (Co) and manganese (Mn).
  • martensitic transformation Due to the formation of martensite and precipitates, undesirable cracking may occur during hot rolling of such steel products.
  • reconverted austenite also called “reverted austenite” or “Rev. austenite”
  • This form of austenite can be produced by a Miller and Grange 2-stage heat treatment. This process is also known as ART heat treatment.
  • ART stands for "Austenite Reverted Transformation”. There is a back transformation of martensite to back-converted austenite during ART heat treatment.
  • Ferrite is a metallurgical name for another mixed crystal, in whose lattice carbon is dissolved interstitially (ie in intermediate positions of the lattice).
  • a purely ferritic structure has a low strength, but a high ductility. By adding carbon, the strength can be improved, at the expense of ductility. That related to Fig. 1 described cast iron is an example of such a material.
  • ferrite formers which increase the ferrite range or volume fraction. These include chromium (Cr), molybdenum (Mo), vanadium (V), aluminum (Al), titanium (Ti), phosphorus (P) and silicon (Si).
  • Fig. 1 is a classic, highly schematic diagram of cast iron (a high carbon iron-carbon alloy> 2.06 wt%) shown.
  • two exemplary cooling curves are plotted as a function of the temperature T [° C] and the time t [min].
  • the perlite area is in Fig. 1 marked with 4 and the bainit range with 5.
  • M S denotes the martensite start temperature.
  • the corresponding line is in Fig. 1 denoted by the reference numeral 3.
  • the martensite start temperature M S is dependent on the alloy composition.
  • Perlite is a microstructure in which ⁇ -ferrite and cementite lamellae (cementite is iron carbide, Fe 3 C) are present.
  • Bainite also called bainitic iron
  • Bainite is not a phase in the true sense, but a microstructure that forms in steel in a certain temperature range. Bainite is mainly made from austenite.
  • martensite is formed at temperatures below line 3 in such a cast iron product.
  • a martensite is a fine-needle, very hard and brittle structure.
  • quenching of austenite occurs at such high cooling rates that there is no time for the carbon content in the steel to diffuse out of the lattice.
  • Curve 1 in Fig. 1 shows the quenching with a high cooling rate, which leads to the formation of martensitic structure.
  • Curve 2 in Fig. 1 shows a so-called bainite temperature treatment.
  • austenite When held at a temperature above M s , austenite can transform to bainite by avoiding conversion to the perlite step.
  • the steel products of the invention should have a tensile strength greater than 700 MPa.
  • the tensile strength should even be greater than 1200 MPa.
  • the steel products of the invention should simultaneously have better drawability and better bendability than the first generation steel products.
  • a steel product preferably a cold-rolled steel product, having an ultrafine multiphase structure with corresponding formability is provided by a combination of process and alloy concept.
  • Particularly preferred embodiments have an ultrafine multiphase bainitic structure which has a correspondingly good formability.
  • the alloy of the steel products of the invention has an average manganese content, which means that the manganese content is in the range of 3.5% by weight ⁇ Mn ⁇ 10% by weight, and preferably in the range of 3.5% by weight ⁇ Mn ⁇ 4 , 9% by weight.
  • the steel products of the invention form a heterogeneous system or a heterogeneous structure.
  • the steel products of the invention preferably have, according to the invention, a bainitic microstructure at least proportionally.
  • the proportion of the bainitic microstructure may be up to 20% by weight of the steel product.
  • the steel products of the invention preferably comprise at least a proportion of microstructures or areas of bainitic microstructure and martensite according to the invention.
  • the carbon content according to the invention is generally rather low. That is, the carbon content is in the range 0.1 wt.% ⁇ C ⁇ 0.14 wt.%.
  • the steels alloyed according to the invention are so-called mild, hypoeutectic steels.
  • Such alloys result in steel products having the desired properties if subjected to a two-stage thermal treatment with the process steps of claim 1.
  • This special form of two-stage temperature treatment has a significant influence on the formation of a multi-phase structure of the steel product.
  • the microstructure or the microstructure of the steel product is specifically influenced by a special two-stage temperature treatment.
  • the two-stage temperature treatment during cooling comprises an intermediate holding phase at a temperature which is in the range between 370 ° C and 400 ° C.
  • the intermediate holding phase has a maximum duration of 5 minutes. Holding at a temperature above M s , austenite can at least partially convert to bainite by avoiding conversion to the pearlite stage.
  • the alloy of the steel products comprises Al and Si components.
  • bainitizing i. the formation of bainitic microstructures. That the reduction of the Al and Si contents, as the invention provides, leads to a promotion of bainitic transformation. This is done by moving the Bainitsche area in the transformation diagram.
  • the Cr content is set to a maximum of 0.4% by weight.
  • the relationship between the carbon content and the manganese content By determining the relationship between the carbon content and the manganese content, stabilization of the austenite phase can be achieved according to the invention. Therefore, in preferred Embodiments of the relationship between the carbon content and the manganese content are set as follows: 0.01 ⁇ C (weight%) / Mn (weight%) ⁇ 0.04. The composition gives particularly excellent properties 0.02 ⁇ C (% by weight) / Mn (% by weight) ⁇ 0.04.
  • the relationship between the silicon content, the aluminum content and the chromium content is set as follows: 0.3 wt% ⁇ Si + Al + Cr ⁇ 1.2 wt%.
  • the invention can be applied to both hot and cold rolled steels and corresponding flat steel products.
  • the invention is used to provide cold rolled steel products in the form of cold rolled flat products (e.g., coils).
  • the tensile strength of the steel product is significantly greater than 700 MPa and can reach 1200 MPa and more.
  • the steel product which according to preferred embodiments of the invention comprises a structure with bainite, that it has significantly better bending properties and also a better HET value (HET stands for "hole expansion test”).
  • the invention relates to multi-phase medium-manganese steel products comprising martensite, ferrite and retained austenite regions or phases, and optionally also bainite microstructures. That the steel products of the invention are characterized by a special microstructure constellation which, depending on the embodiment, is also referred to as multiphase microstructure or, if bainite is present, as multiphase bainitic microstructure. In particular, this is about cold-rolled steel products.
  • steel (intermediate) products are sometimes referred to when it comes to emphasizing that it is not about the finished steel product but about a preliminary or intermediate product in a multi-stage production process.
  • the starting point for such production processes is usually a melt.
  • the alloy composition of the melt is given, since on this side of the manufacturing process, it is possible to influence the alloy composition relatively precisely (eg by attacking constituents, such as silicon).
  • the alloy composition of the steel product usually deviates only insignificantly from the alloy composition of the melt.
  • phase is defined here inter alia by its composition of proportions of the components, enthalpy content and volume. Different phases are separated in the steel product by phase boundaries.
  • the “components” or “constituents” of the phases may be either chemical elements (such as Mn, Ni, Al, Fe, C, etc.) or neutral, molecular aggregates (such as FeSi, Fe 3 C, SiO 2 , etc.). ) or charged, molecular aggregates (such as Fe 2+ , Fe 3+ , etc.).
  • compositions of the alloy or the steel product comprise, in addition to the explicitly listed materials or materials as the basic material iron (Fe) and so-called unavoidable impurities, which always occur in the molten bath and also show up in the resulting steel product. All% by weight must always be added to 100% by weight.
  • the mild to medium manganese steel products of the invention all have a manganese content of between 3.5 and 10 wt%, with the stated limits being within the range.
  • Such steel products have a medium manganese content.
  • Very particularly advantageous are medium-manganese steel products whose manganese content is between 3.5 and 4.9% by weight, whereby here too the stated limits belong to the range to this.
  • a bainite microstructure is a type of interstitial structure which typically forms at temperatures intermediate to those for perlite or martensite formation, as with reference to FIGS. 6A to 6D will be explained in more detail.
  • the conversion to a bainite microstructure usually competes with the transformation into a pearlite structure.
  • the bainite microstructure occurs according to the invention usually in a kind of conglomerate together with ferrite.
  • the invention relies on a combination of alloy composition (the melt) and process steps for heat treating the steel intermediate to achieve bainite microstructure levels in the overall structure of the steel product.
  • both the information in terms of alloy composition and the method steps of the invention are used together, as this gives the best results.
  • the consideration of the statements in terms of alloy composition also already gives remarkable results, for example with regard to the non-formability (for example in cold rolling).
  • the aluminum content Al is preferably in all embodiments of the invention in the range 0.0005 ⁇ Al ⁇ 1 wt.% And in particular in the range 0.0005 ⁇ Al ⁇ 0.0015.
  • the silicon content Si, aluminum content Al and chromium content Cr 0.3% by weight ⁇ Si + Al + Cr ⁇ 1.2% by weight.
  • all embodiments of the invention comprise a chromium content Cr which is less than 0.4% by weight.
  • all embodiments of the invention comprise a silicon content Si which is between 0.25 and 0.7% by weight.
  • the silicon content is in the range 0.3 ⁇ Si ⁇ 0.6.
  • the alloy of the steel products preferably comprises silicon components Si and aluminum components Al in all embodiments.
  • the bainitization can be enhanced. That is, the reduction of the silicon content Si and aluminum content Al, as the invention provides, leads to a promotion of the bainitic transformation. This happens because the bainitsche area 50 in the transformation diagram (see FIGS. 6A to 6D ) is moved.
  • Fig. 6A is a continuous ZTU diagram for a first alloy according to the invention shown (melt called MF232), which has been subjected to various treatment steps.
  • Table 2 shows the concrete alloy composition of melt MF232 and other exemplary melts of the invention.
  • a ZTU diagram is a material-dependent time-temperature conversion diagram. That is, a ZTU diagram shows the rate of conversion as a function of time for a continuously decreasing temperature. Overall, in this diagram and in the diagrams of the Figures 6B . 6C and 6D each shown eight curves. The alloys whose curves are shown in these ZTU diagrams all have the compositions shown in Table 2.
  • M f is the martensite finish temperature, which in English is called "martensite finish temperature”.
  • the martensite finish temperature M f is the temperature at which the conversion to martensite is completed thermodynamically. Also shown are the temperature thresholds Ac 3 and Ac 1 (see also Fig. 4A and 4B ). The range between Ac 3 and Ac 1 is referred to as ⁇ + ⁇ phase region .
  • the bainite region 50 is shifted in the diagram.
  • FIGS. 6A to 6D In each case a block arrow is shown approx. in the middle of the diagram following on the left. This block arrow is intended to schematically indicate that by reducing the silicon components Si and aluminum components Al (in comparison to the prior art), the bainite region 50 is displaced to the left. Typically, during rapid cooling (eg, with water), essentially only martensite is formed. By moving the bainite region 50 to the left, bainite microstructures are formed in the steel product even with relatively rapid cooling.
  • the two-stage annealing process is preferably carried out for all alloy compositions in such a way that, above all during the first annealing process (step S4.1 in FIG Fig. 4A or 4B and Fig. 3 ) the cooling curve A1 of the steel (between) products is such that the region of bainite formation 50 is traversed.
  • all embodiments of the alloy composition additionally comprise a nitrogen content N ranging between 0.004 wt.% And 0.006 wt.%, which corresponds to 40 ppm to 60 ppm.
  • an intermediate annealing step (eg with T ⁇ 650 ° C and 10 to 24 hours duration) can be inserted (not in FIG Fig. 3 shown).
  • the pre-annealing step may be carried out in a nitrogen atmosphere.
  • Fig. 4A 1 is a schematic representation of an exemplary temperature-time diagram for a first 2-stage temperature treatment of a steel (inter) product of the invention.
  • a previously known 2-stage method according to Arlazarov et al. shown in order to better show significant differences.
  • the heating E1 during the first annealing process and / or the heating E2 during the second annealing process is preferably carried out at a heating rate which is between 4 Kelvin / second and 50 Kelvin / second. Above all, good results are achieved in the range between 5 Kelvin / second and 15 Kelvin / second.
  • the temperature of the steel (between) product is maintained substantially constant.
  • holding H2 in all embodiments lasts between 3 and 5 hours, and preferably between 3.5 and 4.5 hours. That The following statement applies: 3 h ⁇ ⁇ 2 ⁇ 5 h, or 3.5 h ⁇ ⁇ 2 ⁇ 4.5 h.
  • a retention time of ⁇ 2 ⁇ 4h at a second holding temperature of T2 ⁇ 650 ° C has proven particularly useful.
  • the cooling of the steel (intermediate) product in all embodiments is carried out in the first annealing process and / or in the second annealing process at a cooling rate which is between 25 Kelvin / second and 200 Kelvin / second.
  • the cooling rate in all embodiments is between 40 Kelvin / second and 150 Kelvin / second.
  • the curves A1 * in Fig. 4A and in Fig. 4B each show a cooling process that begins with a high cooling rate of about 150 Kelvin / second and then decreases its cooling rate in the direction of 40 Kelvin / second. Therefore, the curves A1 * have no straight line but a curved waveform.
  • the curves A1 in Fig. 4A and 4B each show a linear cooling process, which runs with a high cooling rate of about 150 Kelvin / second.
  • Cooling may be linear (e.g., 150 Kelvin / second) or along a curved curve (e.g., along curve A1 *) in the first annealing process and / or second annealing process.
  • the cooling can be carried out in the second annealing process as in Fig. 4B shown.
  • the cooling consists here of three steps.
  • a rapid (eg linear) cooling takes place from T2 to a holding temperature T3, which lies in the range between 370 ° C and 400 ° C.
  • this holding temperature T3 is about 380 ° C.
  • the holding temperature T3 is preferably selected in all embodiments so that it is above the temperature M S.
  • the desired bainite microstructures are also formed (depending on the alloy composition and process procedure) if the alloy according to the invention is predetermined and the first annealing process according to the invention is carried out.
  • Fig. 4A is shown by the curve e1, h1, a1 and e2, h2, a2, the temperature during the first hold h1 is significantly lower than during the inventive first hold H1.
  • the first hold period ⁇ 1 is significantly longer.
  • martensite phases but no bainite microstructures are formed.
  • the temperature is slightly higher during the second holding h2 than during the second holding H2 according to the invention.
  • the second holding period ⁇ 2 is significantly longer.
  • T 670 ° C and 1h ⁇ 2 ⁇ 30 h.
  • EBSD Electrode BackScattered Diffraction
  • Fig. 5 Fig. 12 shows a schematic diagram of the distribution function Fx (x) of the grain diameter of the bcc- ⁇ phase of a specific steel product of the invention.
  • bcc stands for "body centered cubic".
  • the special steel product whose distribution function Fx (x) of the grain diameter in Fig. 5 is shown, has the following inventive alloy composition (in Table 1, the setpoints of the melt are given): Table 1: [Wt.%] Fe C Si Mn al Sample 231 rest 0.140 0,550 4,000 0.0005
  • the Fig. 5 Based on the distribution function Fx (x) the Fig. 5 It can be seen that the majority of the grains of the alloy structure has a grain size between 0 and about 3 microns. Since the EBSD investigations used have a lower resolution limit at about 0.1 ⁇ m, the average distribution of the particle size of the bcc- ⁇ phase can be limited to the range from about 0.1 ⁇ m to about 3 ⁇ m. Further EBSD investigations have shown that the distribution of the grain size of the fcc- ⁇ phase can be limited to the range from about 0.25 ⁇ m to about 0.75 ⁇ m.
  • Fig. 2 shows a common scale that allows classification of steel products on the diameter of the grain size.
  • the steel product (sample 231) of the invention is thus in the range of ultrafine grains (if the average distribution). This classification can also be applied to the other alloy compositions of the invention. Therefore, there is also talk here of an ultrafine multiphase structure and of an ultrafine multiphase bainitic structure, if detectable bainite microstructures are present.
  • the grains of the ferrite phases and the bainite microstructure are very fine. Particular preference is therefore given to alloys or steel products which have a combination of ferrite phases and bainite microstructures.
  • Table 2 shows the actual alloy composition in wt% of various samples of the invention.
  • Table 2 sample 230 231 232 233 Melt setpoint steel product Melt setpoint steel product Melt setpoint steel product Melt setpoint steel product Fe / Rest X X X X X X X C 0140 0142 0140 0140 0100 0098 0100 0105 Si 0550 0520 0550 0540 0350 0320 0350 0340 Mn 4000 4120 4000 4070 4900 4940 4900 4970 P 0 0.0050 0 0.0051 0 0.0054 0 0.0057 S 0 0.0083 0 0.0084 0 0.0070 0 0.0075 al 0.0005 0.0100 0.0005 0.0090 0.0005 0.0090 0.0005 0009 Cr 0 0016 0 0016 0 0016 0 0015 Ni 0 0011 0 0012 0 0012 0 0011 Not a word 0 0004 0 0005 0
  • Table 3 shows various characteristic sizes of steel products in the form of cold tapes with the actual alloy composition of Samples 231 and 233 of the invention after undergoing a two-stage annealing process Fig. 4A ).
  • R m is the tensile strength in MPa
  • a total is the elongation at break in% (the elongation at break is proportional to the ductility)
  • R mx A total is the product of tensile strength and elongation at break in MPa%.
  • Table 3 shows the best results in terms of tensile strength with respect to the product of R mx A total .
  • Comparative tests with conventional single-stage annealing processes and conventional two-stage annealing processes show that the alloy composition and method of the invention are very good Values - particularly as the product of R x A total terms - can be achieved.
  • Table 3 [Wt.%] R m [MPa] A total [%] Rmx Atotal [MPa%] structure Total grain size [ ⁇ m] Sample 231 773 32 25030 approx.

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Abstract

Es geht um ein Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts, dessen Legierung umfasst: - einen Kohlenstoffanteil (C) zwischen 0,09 und 0,15 Gew.%, - einen Mangananteil (Mn) im Bereich 3,5 Gew.% ‰¦ Mn ‰¦ 10 Gew.%, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: - Durchführen eines ersten Glühverfahrens (S4.1) mit den folgenden Teilschritten o Erwärmen (E1) des Stahlprodukts auf eine erste Haltetemperatur (T1), die oberhalb von 780 °C liegt, o Halten (H1) des Stahlprodukts während einer ersten Zeitdauer (”1) auf der ersten Haltetemperatur (T1), o Abkühlen (A1) des Stahlprodukts, - Durchführen eines zweiten Glühverfahrens (S4.2) mit den folgenden Teilschritten o Erwärmen (E2) des Stahlprodukts auf eine Haltetemperatur (T2), die oberhalb von 630 °C und unterhalb von 660 °C liegt, o Halten (H2) des Stahlprodukts während einer zweiten Zeitdauer (”2) auf der Haltetemperatur (T2), o Abkühlen (A2) des Stahlprodukts.

Description

  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts, das hier auch als Mittel-Mangan-Stahlprodukt bezeichnet wird. Es geht auch um eine spezielle Legierung eines Mangan-Stahlprodukts, das im Rahmen eines speziellen Verfahrens wärmebehandelt werden kann.
  • Sowohl die Zusammensetzung, respektive Legierung als auch die Wärmebehandlung im Herstellungsprozess haben einen deutlichen Einfluss auf die Eigenschaften von Stahlprodukten.
  • So ist auch bekannt, dass im Rahmen einer Wärmebehandlung das Aufwärmen, Halten und Abkühlen einen Einfluss auf das endgültige Gefüge eines Stahlprodukts haben kann. Weiterhin spielt, wie bereits angedeutet, natürlich auch die Legierungszusammensetzung des Stahlprodukts eine grosse Rolle. Die thermodynamischen und werkstofftechnischen Zusammenhänge in legierten Stählen sind sehr komplex und hängen von vielen Parametern ab.
  • Es hat sich gezeigt, dass sich durch eine Kombination verschiedener Phasen und Mikrostrukturen im Gefüge eines Stahlprodukts die mechanischen Eigenschaften und die Verformbarkeit beeinflussen lassen.
  • Je nach Zusammensetzung und Wärmebehandlung können sich in Stahlprodukten unter anderem Ferrit-, Pearlit-, Restaustenit- (auch als "retained austenite" bekannt), angelassene Martensit- (auch als "tempered martensite" bekannt), Martensit-Phasen und Bainit-Mikrostrukturen ausbilden. Die Eigenschaften von Stahl-Legierungen hängen unter anderem von den Anteilen der verschiedenen Phasen, Mikrostrukturen und von deren strukturellen Anordnung in der mikroskopischen Betrachtung ab.
  • Einfache Formen von fortgeschrittenen, hochstarken Stählen der 1. Generation haben zum Beispiel eine 2-Phasen Zusammensetzung aus Ferriten und Martensiten. Solche Stähle werden auch als zweiphasige Stähle bezeichnet. Ferrit (je nach Konstellation auch α-Fe oder δ-Fe genannt) bildet eine relativ weiche Matrix und Martensit bildet typischerweise Einschlüsse in dieser Matrix.
  • Es gibt auch Komplexphasen-Stähle (auch "complex phase stiels" genannt) der 1. Generation, deren Mikrostruktur Ferrit, Bainit, angelassenes Martensit und Martensit umfassen. Die homogenere Mikrostruktur der Komplexphasen-Stähle führt im Vergleich z.B. gegenüber 2-Phasen-Stählen zu hervorragenden Eigenschaften beim Biegen.
  • Stähle der 2. Generation, wie zum Beispiel TWIP Stahl, haben hauptsächlich eine austenitische Mikrostruktur und einen hohen Mangan-Anteil grösser 15 Gew.%. TWIP steht für TWinning Induced Plasticity steel.
  • Jeder dieser Stähle hat andere Eigenschaften. Je nach spezifischem Anforderungsprofil kommen zum Beispiel im Automobilbau unterschiedliche Stähle zum Einsatz.
  • Der Kohlenstoffanteil (C) liegt bei solchen Stählen typischerweise im Bereich zwischen 0,2 und 1,2 Gew.%. Es handelt sich also meist um milde Stähle.
  • Aus der Veröffentlichung von A. Arlazarov et al. mit dem Titel "Evolution of microstructure and mechanical properties of medium Mn steels during double annealing" in Materials Science and Engineering A, 2012, ist ein Gefüge mit Ferrit, Martensit und Restaustenit mit einer Legierung mit 4,6 Gew.% Mn bekannt. Dieses Gefüge wird einem zweistufigen Glühverfahren unterzogen, das in Fig. 4A im direkten Vergleich mit einem Verfahren der Erfindung dargestellt ist. Das zweistufige Glühverfahren nach Arlazarov et al. ist in Fig. 4A mit e1, h1, a1 und e2, h2, a2 bezeichnet. Das Gefüge nach Arlazarov et al. wurde als komplexe, ultrafeine Mikrostruktur beschrieben, die sich aus den drei Phasen retained Austenit, Martensit und Ferrit zusammen setzt. Es handelt sich bei Arlazarov et al. also um einen milden Mittel-Mangan-Stahl.
  • Ein Austenit-Gefüge (auch Gamma-, γ-Mischkristall oder γ-Fe genannt) ist ein Mischkristall, das sich in einem Stahlprodukt ausbilden kann. Das Austenit-Gefüge hat eine bcc-Kristallstruktur, besitzt eine hohe Warmfestigkeit und bietet gute Korrosionseigenschaften. Durch geeignetes Erwärmen und Halten bei einer Haltetemperatur oberhalb einer Schwellentemperatur, kann das Gefüge eines Stahlprodukts mindestens teilweise in Austenit umgewandelt werden. Es gibt sogenannte Austenitbildner, die den Austenit-Bereich, respektive -Volumenanteil vergrößern. Hierzu zählen unter anderem Nickel (Ni), Chrom (Co) und Mangan (Mn). Die Austenit-Bereiche eines Stahlprodukts sind oft nicht sehr stabil und wandeln sich während des Abkühlens oder Abschreckens in Martensit um (martensitische Umwandlung genannt). Aufgrund der Martensit-Bildung und Ausscheidungen, die entstehen, kann es beim Warmwalzen solcher Stahlprodukte zu unerwünschter Rissbildung kommen.
  • Zusätzlich zu dem eingangs erwähnten Restaustenit, gibt es auch das sogenannte rückumgewandelte Austenit (auch "reverted Austenite" oder "Rev. Austenit" genannt). Diese Form des Austenits kann durch eine 2-Stufen Wärmebehandlung nach Miller und Grange erzeugt werden. Dieser Vorgang ist auch als ART-Wärmebehandlung bekannt. ART steht für "Austenite Reverted Transformation". Es findet bei der ART-Wärmebehandlung eine Rückumwandlung von Martensit zu rückumgewandeltem Austenit statt.
  • Ausser den bereits erläuterten Austenit-, Martensit- und Ferrit-Phasen, treten in Stählen auch Perlit-Phasen und Bainit-Mikrostrukturen auf. Jede dieser Phasen oder Strukturen hat andere Eigenschaften. Je nach Anwendungsgebiet des Stahlprodukts geht es daher um einen geeigneten Kompromiss der verschiedenen Eigenschaften, die zum Teil miteinander in Konkurrenz stehen. So geht zum Beispiel eine Erhöhung von Streckgrenze und Festigkeit eines Stahlprodukts auf Kosten der Zähigkeit.
  • Ferrit ist eine metallurgische Bezeichnung eines weiteren Mischkristalls, in dessen Gitter Kohlenstoff interstitiell (d.h. in Zwischenpositionen des Gitters) gelöst ist. Ein rein ferritisches Gefüge besitzt eine geringe Festigkeit, aber eine hohe Duktilität. Durch Zugabe von Kohlenstoff kann die Festigkeit verbessert werden, wobei das zu Lasten der Duktilität geht. Das im Zusammenhang mit Fig. 1 beschriebene Gusseisen ist ein Beispiel für ein solches Material.
  • Es gibt sogenannte Ferrit-Bildner, die den Ferrit-Bereich bzw. - Volumenanteil vergrößern. Hierzu zählen unter anderem Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Vanadium (V), Aluminium (Al), Titan (Ti), Phosphor (P) und Silizium (Si).
  • In Fig. 1 ist ein klassisches, stark schematisiertes Diagramm von Gusseisen (eine Eisen-Kohlenstoff-Legierung mit hohem Kohlenstoffgehalt > 2,06 Gew.%) gezeigt. In diesem Diagramm sind zwei beispielhafte Abkühlkurven in Abhängigkeit der Temperatur T [°C] und der Zeit t [min] aufgetragen. Der Perlit-Bereich ist in Fig. 1 mit 4 und der Bainit-Bereich mit 5 gekennzeichnet. MS bezeichnet die Martensitstarttemperatur. Die entsprechende Linie ist in Fig. 1 mit dem Bezugszeichen 3 bezeichnet. Die Martensitstarttemperatur MS ist abhängig von der Legierungszusammensetzung.
  • Perlit ist ein Gefüge, in dem α-Ferrit- und Zementitlamellen (Zementit ist Eisenkarbid, Fe3C) vorliegen. Bainit (auch bainitisches Eisen genannt) hat eine bcc-Struktur. Es handelt sich bei Bainit nicht um eine Phase im eigentlichen Sinne, sondern um eine Mikrostruktur, die sich im Stahl in einem bestimmten Temperaturbereich ausbildet. Bainit entsteht hauptsächlich aus Austenit.
  • Unter anderem bildet sich in einem solchen Gusseisenprodukt Martensit bei Temperaturen unterhalb der Linie 3 aus. Ein Martensit ist eine feinnadeliges, sehr hartes und sprödes Gefüge. Es entsteht typischerweise beim Abschrecken von Austenit mit derart hohen Abkühlgeschwindigkeiten, dass dem Kohlenstoffanteil im Stahl keine Zeit zur Diffusion aus dem Gitter bleibt. Kurve 1 in Fig. 1 zeigt das Abschrecken mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit, das zur Bildung von martensitischem Gefüge führt.
  • Kurve 2 in Fig. 1 zeigt eine sogenannte Bainit-Temperaturbehandlung. Beim Halten auf einer Temperatur oberhalb MS, kann sich Austenit zu Bainit umwandeln, wenn man eine Umwandlung in die Perlitstufe vermeidet.
  • Es ist andeutungsweise anhand der einleitenden Erklärungen zu erkennen, dass die Zusammenhänge sehr komplex sind und dass man oft vorteilhafte Eigenschaften auf der einen Seite nur erzielen kann, wenn man auf der anderen Seite Abstriche macht.
  • Vor allem können bei modernen Stahlprodukten der 3. Generation beim Umformen Probleme auftreten. Unter anderem wird es als nachteilig angesehen, dass Martensit-haltige Stähle beim Kaltwalzen relativ hohe Walzkräfte erfordern. Ausserdem können sich in Martensit-haltigen Stählen beim Kaltwalzen Risse bilden.
  • Es stellt sich daher die Aufgabe, ein Verfahren sowie entsprechende Stahlprodukte zu schaffen, die eine optimale Kombination aus Schweißbarkeit und geringer Neigung zur Bildung von Rissen bei guter Festigkeit, sowie Kaltverformbarkeit haben.
  • Vorzugsweise sollen die Stahlprodukte der Erfindung eine Zugfestigkeit haben, die grösser ist als 700 MPa. Vorzugsweise soll die Zugfestigkeit sogar grösser sein als 1200 MPa.
  • Vorzugsweise sollen die Stahlprodukte der Erfindung gleichzeitig eine bessere Ziehbarkeit und eine bessere Biegbarkeit aufweisen als die Stahlprodukte der 1. Generation.
  • Gemäss Erfindung wird durch eine Kombination von Verfahrens- und Legierungskonzept ein Stahlprodukt, vorzugsweise ein Kaltband-Stahlprodukt, mit einem ultrafeinen multiphasen Gefüge mit entsprechender Umformbarkeit bereitgestellt. Besonders bevorzugte Ausführungsformen weisen ein ultrafeines multiphasen-bainitisches Gefüge auf, das eine entsprechend gute Umformbarkeit hat.
  • Die Legierung der Stahlprodukte der Erfindung weist gemäss Erfindung einen mittleren Mangangehalt auf, was bedeutet, dass der Mangananteil im Bereich 3,5 Gew.% ≦ Mn ≦ 10 Gew.%, und vorzugsweise im Bereich 3,5 Gew.% ≦ Mn ≦ 4,9 Gew.% liegt.
  • Die Stahlprodukte der Erfindung bilden ein heterogenes System bzw. ein heterogenes Gefüge.
  • Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäss Erfindung vorzugsweise mindestens anteilsmäßig eine bainitische Mikrostruktur auf. Der Anteil der bainitischen Mikrostruktur kann bis zu 20 Gew.% des Stahlprodukts betragen.
  • Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäss Erfindung vorzugsweise mindestens anteilsmäßig Gefüge oder Bereiche mit bainitischer Mikrostruktur und Martensit auf.
  • Ausserdem ist der Kohlenstoffanteil gemäss Erfindung generell eher niedrig. D.h. der Kohlenstoffanteil liegt im Bereich 0,1 Gew.% ≦ C ≦ 0,14 Gew.%. Es handelt sich bei den erfindungsgemäss legierten Stählen also um sogenannte milde, hypoeutektische Stähle.
  • Solche Legierungen führen zu Stahlprodukte mit den gewünschten Eigenschaften, falls sie einer zweistufigen Temperaturbehandlung mit den Verfahrensschritten nach Patentanspruch 1 unterzogen werden. Diese spezielle Form der zweistufigen Temperaturbehandlung hat einen deutlichen Einfluss auf die Ausbildung einer Multiphasenstruktur des Stahlprodukts.
  • Gemäss Erfindung wird das Gefüge, respektive die Mikrostruktur des Stahlprodukts gezielt durch eine spezielle zweistufige Temperaturbehandlung beeinflusst.
  • Vorzugsweise umfasst die zweistufigen Temperaturbehandlung beim Abkühlen eine zwischenzeitliche Haltephase bei einer Temperatur, die im Bereich zwischen 370 °C und 400 °C liegt. Die zwischenzeitliche Haltephase hat eine Dauer von maximal 5 Minuten. Das das Halten auf einer Temperatur oberhalb MS, kann sich Austenit mindestens teilweise zu Bainit umwandeln, wenn man eine Umwandlung in die Perlitstufe vermeidet.
  • Gemäss Erfindung umfasst die Legierung der Stahlprodukte Al- und Si-Anteile. Durch eine Reduktion der Al- und Si-Anteile im Vergleich zu anderen Stählen, kann das Bainitisieren, d.h. das Bilden von bainitischen Mikrostrukturen, verstärkt werden. D.h. die Verringerung der Al- und Si-Anteile, wie dies die Erfindung vorgibt, führt zu einer Förderung der bainitischen Umwandlung. Das geschieht dadurch, dass das Bainitsche-Gebiet im Umwandlungsdiagramm verschoben wird.
  • Es hat sich gezeigt, dass ein zu hoher Cr-Anteil die bainitische Umwandlung negativ beeinflussen kann. Daher wird bei bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung der Cr-Anteil auf maximal 0,4 Gew.% festgelegt.
  • Durch eine Festlegung des Zusammenhangs zwischen dem Kohlenstoffanteil und dem Mangananteil, kann gemäss Erfindung eine Stabilisierung der Austenit-Phase erreicht werden. Daher wird bei bevorzugten Ausführungsformen der Zusammenhang zwischen dem Kohlenstoffanteil und dem Mangananteil wie folgt festgelegt: 0.01 ≦ C(Gew.%) / Mn(Gew.%) ≦ 0,04. Besonders hervorragende Eigenschaften liefert die Zusammensetzung 0.02 ≦ C(Gew.%) / Mn(Gew.%) ≦ 0,04.
  • Durch eine Festlegung des Zusammenhangs zwischen dem Siliziumanteil, dem Aluminiumanteil und dem Chromanteil, kann eine Stabilisierung der ferritischen Phase(n) erzielt werden, die einen nicht unwesentlichen Anteil an der ultrafeinen durchschnittlichen Korngrösse hat. Daher wird bei bevorzugten Ausführungsformen der Zusammenhang zwischen dem Siliziumanteil, dem Aluminiumanteil und dem Chromanteil wie folgt festgelegt: 0.3 Gew.% ≦ Si + Al + Cr ≦ 1.2 Gew.%.
  • Die Erfindung lässt sich sowohl auf warm- als auch auf kaltgewalzte Stähle und entsprechende Stahlflachprodukte anwenden.
  • Vorzugsweise wird die Erfindung eingesetzt, um Kaltband-Stahlprodukte in Form von kaltgewalztem Flachzeug (z.B. Coils) bereit zu stellen.
  • Es ist ein Vorteil des Verfahrens der Erfindung, dass es im Vergleich zu vielen anderen Verfahrensansätzen wenig energieaufwändig, schneller und kostengünstiger ist.
  • Es ist ein Vorteil des Stahlprodukts, das aus einer Legierung und/oder unter Anwendung des zweistufigen Verfahrens der Erfindung erzeugt wurde, dass es eine sehr gute Umformbarkeit aufweist. Die Zugfestigkeit des Stahlprodukts ist deutlich grösser als 700 MPa und kann 1200 MPa und mehr erreichen.
  • Es ist ein Vorteil des Stahlprodukts, das aus einer Legierung und/oder unter Anwendung des zweistufigen Verfahrens der Erfindung erzeugt wurde, dass es aufgrund der relativ homogenen, ultrafeinen Mikrostruktur im Vergleich zu zweiphasigem Stahl und TRIP-Stahl hervorragende Umformeigenschaften beim Biegen hat. TRIP steht im Englischen für "TRansformation Induced Plasticity".
  • Es ist ein Vorteil des Stahlprodukts, das gemäss bevorzugter Ausführungsformen der Erfindung ein Gefüge mit Bainit umfasst, dass es deutlich bessere Biegeeigenschaften und auch einen besseren HET-Wert hat (HET steht im Englischen für "hole expansion test").
  • Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung bilden die Gegenstände der abhängigen Ansprüche.
    • ZEICHNUNGEN
  • Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im Folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben.
    • FIG. 1A
    zeigt eine schematische Darstellung eines Temperatur-Zeit-Diagramms für Gusseisen, das als Beispiel zur Erklärung grundlegender Mechanismen zu verstehen ist;
    FIG. 2
    zeigt eine Skala, die eine Einordnung von Stahlprodukten nach dem Durchmesser der Korngrösse ermöglicht;
    FIG. 3
    zeigt eine schematisch Darstellung von Verfahrensschritten, gemäss Erfindung;
    FIG. 4A
    zeigt eine schematische Darstellung eines beispielhaften Temperatur-Zeit-Diagramms für die 2-stufige Temperaturbehandlung eines Stahl(zwischen)produkts der Erfindung, wobei in gleichen Diagramm als Vergleich auch ein vorbekanntes 2-stufiges Verfahren (nach Arlazarov et al.) gezeigt ist;
    FIG. 4B
    zeigt eine schematische Darstellung eines beispielhaften Temperatur-Zeit-Diagramms für einer weitere 2-stufige Temperaturbehandlung eines Stahl(zwischen)produkts der Erfindung, wobei beim Abkühlen ein zwischenzeitliches Halten statt findet;
    FIG. 5
    zeigt ein schematisches Diagramm der Verteilungsfunktion des Korndurchmessers eines Stahlprodukts der Erfindung;
    FIG. 6A
    zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramms (kontinuierliches ZTU-Diagramm genannt; im Englischen "continuous cooling transformation diagram") für eine Schmelze MF232, wobei die Zeit auf einer logarithmischen Skala dargestellt ist;
    FIG. 6B
    zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramms für eine Schmelze MF233;
    FIG. 6C
    zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramms für eine Schmelze MF230;
    FIG. 6D
    zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramms für eine Schmelze MF231.
    Detaillierte Beschreibung
  • Gemäß Erfindung geht es um multiphasen Medium-Mangan-Stahlprodukte, die Martensit-, Ferrit- und Restaustenit-Bereiche oder Phasen, sowie optional auch Bainit-Mikrostrukturen umfassen. D.h. die Stahlprodukte der Erfindung zeichnen sich durch eine spezielle Gefügekonstellation aus, die hier je nach Ausführungsform auch Multiphasen Gefüge oder, falls Bainit vorhanden ist, als Multiphasen-Bainitisches Gefüge bezeichnet werden. Insbesondere geht es hier um Kaltband-Stahlprodukte.
  • Teilweise ist im Folgenden von Stahl(zwischen)produkten die Rede, wenn es darum geht zu betonen, dass es nicht um das fertige Stahlprodukt sondern um ein Vor- oder Zwischenprodukt in einem mehrstufigen Fertigungsprozess geht. Ausgangspunkt für solche Fertigungsprozesse ist meist eine Schmelze. Im Folgenden wird die Legierungszusammensetzung der Schmelze angegeben, da man auf dieser Seite des Fertigungsprozess relativ genau auf die Legierungszusammensetzung Einfluss nehmen kann (z.B. durch Zuchargieren von Bestandteilen, wie Silizium). Die Legierungszusammensetzung der Stahlprodukts weicht im Normalfall nur unwesentlich von der Legierungszusammensetzung der Schmelze ab.
  • Der Begriff "Phase" wird hier unter anderem durch seine Zusammensetzung aus Anteilen der Komponenten, Enthalpiegehalt und Volumen definiert. Unterschiedliche Phasen sind im Stahlprodukt durch Phasengrenzen voneinander getrennt.
  • Die "Komponenten" oder "Konstituenten" der Phasen können entweder chemische Elemente (wie Mn, Ni, Al, Fe, C, ... usw.) oder neutrale, molekülartige Aggregate (wie FeSi, Fe3C, SiO2, usw.) oder geladene, molekülartige Aggregate (wie Fe2+, Fe3+, usw.) sein.
  • Alle Mengen oder Anteilsangaben werden im Folgenden in Gewichtsprozent (kurz Gew.%) gemacht, soweit nichts anderes erwähnt ist. Wenn Angaben zur Zusammensetzung der Legierung respektive des Stahlprodukts gemacht werden, dann umfasst die Zusammensetzung neben den explizit aufgelisteten Materialien bzw. Stoffen als Grundstoff Eisen (Fe) und sogenannte unvermeidbare Verunreinigungen, die immer im Schmelzbad auftreten und sich auch in dem daraus entstehenden Stahlprodukt zeigen. Alle Gew.%-Angaben sind also stets auf 100 Gew.% zu ergänzen.
  • Die milden Mittel-Mangan-Stahlprodukte der Erfindung haben alle einen Mangangehalt, der zwischen 3,5 und 10 Gew.% beträgt, wobei die angegebenen Grenzen zu dem Bereich dazu gehören. Derartige Stahlprodukte haben einen mittleren Mangan-Gehalt. Ganz besonders vorteilhaft sind Mittel-Mangan-Stahlprodukte, deren Mangananteil zwischen 3,5 und 4,9 Gew.% beträgt, wobei auch hier die angegebenen Grenzen zu dem Bereich dazu gehören.
  • Gemäss Erfindung sind Stahlprodukte bevorzugt, die anteilsmässig eine Bainit-Mikrostruktur umfassen. Eine Bainit-Mikrostruktur ist eine Art Zwischenstufengefüge, das sich typischerweise bei Temperaturen zwischen denen für die Perlit- bzw. Martensit-Bildung ausbildet, wie anhand von Fig. 6A bis 6D näher erläutert werden wird. Die Umwandlung in eine Bainit-Mikrostruktur steht üblicherweise in Konkurrenz zu der Umwandlung in ein Perlitgefüge.
  • Die Bainit-Mikrostruktur tritt gemäss Erfindung meist in einer Art Konglomerat zusammen mit Ferrit auf.
  • Die Erfindung setzt auf eine Kombination aus Legierungszusammensetzung (der Schmelze) und aus Verfahrensschritten zur Wärmebehandlung des Stahlzwischenprodukts, um im Gesamtgefüge des Stahlprodukts Anteile an Bainit-Mikrostruktur zu erzielen.
  • Vorzugsweise kommen bei allen Ausführungsformen sowohl die Angaben in Sachen Legierungszusammensetzung als auch die Verfahrensschritte der Erfindung gemeinsam zu Einsatz, da man so die besten Ergebnisse erzielt. Aber auch die Berücksichtigung der Aussagen in Sachen Legierungszusammensetzung liefert bereits bemerkenswerte Ergebnisse zum Beispiel in Bezug auf die Unformbarkeit (z.B. beim Kaltwalzen).
  • Die Stahlprodukte der Erfindung können unter Einsatz eines beliebigen Schmelzverfahrens hergestellt werden. Diese Schritte sind nicht Gegenstand der Erfindung. Details werden hier nicht erläutert, da sie dem Fachmann hinlänglich bekannt sind. Ausgangspunkt ist stets eine Legierung der Schmelze oder des Stahlzwischenprodukts, die gemäss Erfindung mindestens den folgenden Kriterien entspricht, respektive, welche die folgenden Anteile, neben Eisen, umfasst:
    • einen Kohlenstoffanteil C zwischen 0,09 und 0,15 Gew.%,
    • einen Mangananteil Mn im Bereich 3,5 Gew.% ≦ Mn ≦ 10 Gew.%. Besonders bevorzugt ist ein Mangananteil im Bereich 3,5 Gew.% ≦ Mn ≦ 4,9 Gew.%. Der Mangananteil Mn liegt vorzugsweise bei allen Ausführungsformen der Erfindung zwischen 4,1 und 4,9 Gew.%.
  • Der Aluminiumanteil Al liegt vorzugsweise bei allen Ausführungsformen der Erfindung im Bereich 0,0005 ≦ Al ≦ 1 Gew.% und insbesondere im Bereich 0,0005 ≦ Al ≦ 0,0015.
  • Vorzugsweise umfassen alle Ausführungsformen der Erfindung
    • einen Siliziumanteil Si,
    • einen Aluminiumanteil Al, und
    • einen Chromanteil Cr.
  • Wichtig ist in diesem Fall, dass der folgende Zusammenhang für den Siliziumanteil Si, Aluminiumanteil Al und Chromanteil Cr gilt: 0.3 Gew.% ≦ Si + Al + Cr ≦ 1.2 Gew.%. Durch diese Festlegung des Zusammenhangs zwischen dem Siliziumanteil Si, dem Aluminiumanteil Al und dem Chromanteil Cr wird eine Stabilisierung der ferritischen Phase(n) im Stahlprodukt erzielt. Die ferritischen Phase(n) haben einen nicht unbedeutenden Anteil an der ultrafeinen durchschnittlichen Korngrösse des Stahlprodukts.
  • Vorzugsweise umfassen alle Ausführungsformen der Erfindung einen Chromanteil Cr, der kleiner ist als 0,4 Gew.%.
  • Ausserdem oder zusätzlich zu dem Chromanteil Cr umfassen alle Ausführungsformen der Erfindung einen Siliziumanteil Si, der zwischen 0,25 und 0,7 Gew.% liegt. Insbesondere liegt der Siliziumanteil im Bereich 0,3 ≦ Si ≦ 0,6.
  • Gemäss Erfindung umfasst die Legierung der Stahlprodukte vorzugsweise bei allen Ausführungsformen Siliziumanteile Si und Aluminiumanteile Al. Durch eine Reduktion der Siliziumanteile Si und Aluminiumanteile Al im Vergleich zu anderen, vorbekannten Stählen, kann das Bainitisieren verstärkt werden. D.h. die Verringerung der Siliziumanteile Si und Aluminiumanteile Al, wie dies die Erfindung vorgibt, führt zu einer Förderung der bainitischen Umwandlung. Das geschieht dadurch, dass das Bainitsche-Gebiet 50 im Umwandlungsdiagramm (siehe Fig. 6A bis 6D) verschoben wird.
  • In Fig. 6A ist ein kontinuierliches ZTU-Diagramm für eine erste erfindungsgemässe Legierung gezeigt (Schmelze MF232 genannt), die verschiedenen Behandlungsschritten unterzogen wurde. Die Tabelle 2 zeigt die konkrete Legierungszusammensetzung der Schmelze MF232 und anderer beispielhaften Schmelzen der Erfindung.
  • Ein ZTU-Diagramm ist ein werkstoffabhängiges Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild. D.h. ein ZTU-Diagramm zeigt das Mass der Umwandlung als Funktion der Zeit für eine kontinuierlich abnehmende Temperatur. Insgesamt sind in diesem Diagramm und in den Diagrammen der Figuren 6B, 6C und 6D je acht Kurven gezeigt. Die Legierungen, deren Kurven in diesen ZTU-Diagrammen gezeigt sind, haben alle die Zusammensetzungen, die in Tabelle 2 angegeben sind.
  • Die Schmelze 232 nach Fig. 6A, die Schmelze 233 nach Fig. 6B, die Schmelze 230 nach Fig. 6C und die Schmelze 231 nach Fig. 6D wurden alle der folgenden Temperaturbehandlung unterzogen: Aufheizrate 270°C/min für das Erwärmen E1, Austenitisierungstemperatur T1 = 810°C, Haltezeit Δ1 = 5 min, T2=650°C, Haltezeit Δ2 = 4 h (siehe z.B. Fig. 4A).
  • Um so weiter eine der acht Kurven links im jeweiligen Diagramm der Fig. 6A bis 6D liegt, um so schneller erfolgt das Abkühlen A1 (siehe z.B. Fig. 4A). Weiter rechts liegende Kurven beziehen sich auf Stahlprodukte, die langsamer abgekühlt wurden. Am unteren Ende jeder dieser Kurven ist in einem Kasten ein Wert für die Vickershärte HV10 (HV10 bedeutet, dass die Vickershärte-Messung mit einer Kraft von 10 kg durchgeführt wurde) des jeweiligen Stahlprodukts gezeigt. Ausserdem sind jeweils in den Fig. 6A bis 6D der Bainit-Bereich 50 (analog zum Bainit-Bereich 5 in Fig. 1), die Martensitstarttemperatur MS (analog zur Linie 3 in Fig. 1) und die Temperatur Mf gezeigt. Mf ist die Martensit-Endtemperatur, die im Englischen als "martensite finish temperature" bezeichnet wird. Die Martensit-Endtemperatur Mf ist die Temperatur, bei der die Umwandlung in Martensit thermodynamisch betrachtet beendet ist. Auch gezeigt sind die Temperaturschwellen Ac3 und Ac1 (siehe auch Fig. 4A und 4B). Der Bereich zwischen Ac3 und Ac1 wird als α+γ phase region bezeichnet.
  • Durch eine geeignete Verringerung der Siliziumanteile Si und Aluminiumanteile Al gegenüber vorbekannten Legierungen wird, wie bereits angedeutet, der Bainitsche-Bereich 50 im Diagramm verschoben. In den Fig. 6A bis 6D ist jeweils ein Blockpfeil ca. in der Mitte des Diagramms gezeigt, der nach links zeigt. Durch diesen Blockpfeil soll schematisch angedeutet werden, dass durch ein Reduzieren der Siliziumanteile Si und Aluminiumanteile Al (im Vergleich zum Stand der Technik) der Bainitsche-Bereich 50 nach links verlagert wird. Typischerweise wird beim schnellen Abkühlen (z.B. mit Wasser) im Wesentlichen nur Martensit gebildet. Durch das Verschieben des Bainitschen-Bereichs 50 nach links, werden auch bereits bei relativ schnellem Abkühlen Bainit-Mikrostrukturen im Stahlprodukt gebildet.
  • Die Zahlen, die in den Fig. 6A bis 6D unterhalb des Bainitschen-Bereichs 50 stehen, zeigen an, wie viel Volumenprozent des Gefüges in Bainit umgewandelt werden.
  • Aus den Fig. 6A bis 6D kann man unter anderem folgende Aussagen ableiten, wobei zu beachten ist, dass sich verschiedene Effekte zum Teil kompensieren oder überlagern:
    • ein leichtes Erhöhen des Stickstoffanteils führt bei den erfindungsgemässen Legierungen zu einer höheren Vickershärte;
    • ein leichtes Erhöhen des Kohlenstoffanteils (z.B. von 0,100 Gew.% auf 0,140 Gew.%) bei gleichzeitiger Reduktion des Mangananteils (z.B. von 4,900 Gew.% auf 4,000 Gew.%) führt bei den erfindungsgemässen Legierungen zu einer höheren Vickershärte (siehe im Vergleich die Diagramme der Figuren 6A und 6C).
  • Gemäss Erfindung wird das zweistufige Glühverfahren vorzugsweise für alle Legierungszusammensetzungen so durchgeführt, dass vor allem während des ersten Glühverfahrens (Schritt S4.1 in Fig. 4A bzw. 4B und Fig. 3) die Abkühlkurve A1 der Stahl(zwischen)produkte so verläuft, dass der Bereich der Bainitbildung 50 durchlaufen wird.
  • Vorzugsweise umfassen alle Ausführungsformen der Legierungszusammensetzung zusätzlich einen Stickstoffanteil N, der im Bereich zwischen 0.004 Gew.% und 0.006 Gew.% liegt, was 40ppm bis 60ppm entspricht.
  • Ein Stahl(zwischen)produkt mit einer Legierungszusammensetzung nach einem oder mehreren der vorausgehenden Absätze, wird typischerweise den folgenden Verfahrensschritten 10 unterzogen, wie in Fig. 3 anhand von Blockpfeilen in stark schematisierte Form dargestellt:
    • Warmwalzen (Schritt S1)
    • Beizen mit Sauerstoff (z.B. durch Einsatz einer Säure, wie HNO3) (Schritt S2),
    • Kaltwalzen (Schritt S3), und
    • Erfindungsgemässes 2-stufiges Glühen (Teilschritte S4.1 und S4.2 nach Fig. 4A oder nach Fig. 4B).
  • Optional kann bei allen Ausführungsformen zwischen dem Beizen (Schritt S2) und dem Kaltwalzen (Schritt S3) als Zwischenschritt ein Vorglühschritt (z.B. mit T ∼ 650°C und 10 bis 24 Stunden Dauer) eingeschoben werden (nicht in Fig. 3 gezeigt). Der Vorglühschritt kann in einer Stickstoff-Atmosphäre durchgeführt werden.
  • Ein solcher Vorglühschritt kann aber auch bei allen Ausführungsformen, bei Bedarf, nach dem Kaltwalzen (Schritt S3) eingeschoben werden.
  • In Fig. 4A ist eine schematische Darstellung eines beispielhaften Temperatur-Zeit-Diagramms für einer erste 2-stufige Temperaturbehandlung eines Stahl(zwischen)produkts der Erfindung gezeigt. Im gleichen Diagramm ist als Vergleich auch ein vorbekanntes 2-stufiges Verfahren nach Arlazarov et al. gezeigt, um wesentliche Unterschiede besser aufzeigen zu können.
  • Im Rahmen des Glühens kommt gemäss Erfindung vorzugsweise bei allen Ausführungsformen ein zweistufiges Glühverfahren mit den folgenden Schritten zum Einsatz (die Bezugszeichen beziehen sich auf das Diagramm in Fig. 4A und auf das Diagramm in Fig. 4B):
    1. 1. Durchführen eines ersten Glühverfahrens mit den folgenden Teilschritten:
      1. a. Erwärmen E1 eines Stahl(zwischen)produkts auf eine erste Haltetemperatur T1, die oberhalb von 780 °C liegt (z.B. T1 = 810 °C),
      2. b. Halten H1 des Stahl(zwischen)produkts während einer ersten Zeitdauer Δ1 auf der ersten Haltetemperatur T1 (z.B. Δ1 = 5 min),
      3. c. Abkühlen A1 des Stahl(zwischen)produkts,
    2. 2. Durchführen eines zweiten Glühverfahrens mit den folgenden Teilschritten:
      1. a. Erwärmen E2 des Stahl(zwischen)produkts auf eine Haltetemperatur T2, die oberhalb von 630 °C und unterhalb von 660 °C liegt (z.B. T2 = 650 °C),
      2. b. Halten H2 des Stahl(zwischen)produkts während einer zweiten Zeitdauer Δ2 auf der Haltetemperatur T2 (z.B. Δ2 = 4 h),
      3. c. Abkühlen A2 des Stahl(zwischen)produkts, um so ein Stahlprodukt zu erhalten, das hier jeweils als Stahlprodukt bezeichnet wird.
  • Das Erwärmen E1 während des ersten Glühverfahrens und/oder das Erwärmen E2 während des zweiten Glühverfahrens erfolgt vorzugsweise mit einer Aufwärmrate, die zwischen 4 Kelvin/Sekunde und 50 Kelvin/Sekunde liegt. Gute Ergebnisse erreicht vor allem im Bereich zwischen 5 Kelvin/Sekunde und 15 Kelvin/Sekunde.
  • Die Haltetemperatur T1 liegt hier stets oberhalb der Temperaturschwelle Ac3. D.h. die erste Haltetemperatur T1 wird so gewählt wird, dass sich das Stahl(zwischen)produkt während des Haltens H1 im austenitischen Gebiet (rechts im Diagramm mit γ grains bezeichnet) oberhalb von Ac3=780 °C befindet. Im Fall der in den Figuren 6A bis 6D gezeigten Ausführungsbeispiele galt: T1 = 810 °C.
  • Die Haltetemperatur T2 liegt oberhalb von Ac1= 630 °C und unterhalb von 660 °C. D.h. die zweite Haltetemperatur T2 wird so gewählt wird, dass sich das Stahl(zwischen)produkt während des Haltens H2 im 2-phasigen Gebiet (rechts im Diagramm mit α+γ phase region bezeichnet).
  • Vorzugsweise wird während des Haltens H1 und/oder während des Haltens H2 die Temperatur des Stahl(zwischen)produkts im Wesentlichen konstant gehalten.
  • Vorzugsweise dauert das Halten H1 bei allen Ausführungsformen zwischen 3 und 10 Minuten und vorzugsweise zwischen 4 und 5 Minuten. D.h. es gilt die folgende Aussage: 3 min ≦ Δ1 ≦ 10 min, bzw. 4 min ≦ Δ1 ≦ 5 min. Im Fall der in den Figuren 6A bis 6D gezeigten Ausführungsbeispiele galt: Δ1 = 5 min.
  • Vorzugsweise dauert das Halten H2 bei allen Ausführungsformen zwischen 3 und 5 Stunden und vorzugsweise zwischen 3,5 und 4,5 Stunden. D.h. es gilt die folgende Aussage: 3 h ≦ Δ2 ≦ 5 h, bzw. 3,5 h ≦ Δ2 ≦ 4,5 h.
  • Ganz besonders bewährt hat sich eine Haltezeit von Δ2 ≈ 4h bei einer zweiten Haltetemperatur von T2 ≈ 650°C.
  • Vorzugsweise erfolgt das Abkühlen des Stahl(zwischen)produkts bei allen Ausführungsformen beim ersten Glühverfahren und/oder beim zweiten Glühverfahren mit einer Abkühlrate, die zwischen 25 Kelvin/Sekunde und 200 Kelvin/Sekunde liegt. Vorzugsweise liegt die Abkühlrate bei allen Ausführungsformen zwischen 40 Kelvin/Sekunde und 150 Kelvin/Sekunde. Die Kurven A1* in Fig. 4A und in Fig. 4B zeigen je einen Abkühlprozess, der mit einer hohen Abkühlrate von ca. 150 Kelvin/Sekunde beginnt und dessen Abkühlrate dann in Richtung 40 Kelvin/Sekunde abnimmt. Daher haben die Kurven A1* keinen geradlinigen Verlauf sondern eine gekrümmte Kurvenform. Die Kurven A1 in Fig. 4A und 4B zeigen je einen linear verlaufenden Abkühlprozess, der mit einer hohen Abkühlrate von ca. 150 Kelvin/Sekunde verläuft.
  • Das Abkühlen kann beim ersten Glühverfahren und/oder beim zweiten Glühverfahren linear (z.B. mit 150 Kelvin/Sekunde) oder entlang einer gekrümmten Kurve (z.B. entlang der Kurve A1*) erfolgen.
  • Das Abkühlen kann beim zweiten Glühverfahren so erfolgen, wie in Fig. 4B gezeigt. Das Abkühlen setzt sich hier aus drei Teilschritten zusammen. Im Schritt A2.1 erfolgt ein schnelles (z.B. lineares) Abkühlen von T2 bis zu einer Haltetemperatur T3, die im Bereich zwischen 370°C und 400°C liegt. Vorzugsweise beträgt diese Haltetemperatur T3 ca. 380°C. Die Haltezeit Δ3 beträgt typischerweise zwischen 2 min und 6 min. Vorzugsweise beträgt diese Haltezeit Δ3 = 5 min.
  • Wenn ein Verfahren nach Fig. 4B zum Einsatz kommt, wird die Haltetemperatur T3 vorzugsweise bei allen Ausführungsformen so gewählt, dass sie oberhalb der Temperatur MS liegt.
  • Beim ersten Abkühlen A1 oder A1* entstehen gemäss Erfindung neben Martensit-Phasen auch (je nach Legierungszusammensetzung und Verfahrensführung) die erwünschten Bainit-Mikrostrukturen, wenn die Legierung gemäss Erfindung vorgegeben und das erste Glühverfahren gemäss Erfindung durchgeführt wird.
  • Beim vorbekannten Verfahren nach dem Stand der Technik, das in Fig. 4A durch den Kurvenverlauf e1, h1, a1 und e2, h2, a2 dargestellt ist, liegt die Temperatur während des ersten Haltens h1 deutlich niedriger als während des erfindungsgemässen ersten Haltens H1. Ausserdem ist die erste Haltezeitdauer δ1 deutlich länger. Im konkreten Beispiel gilt beim ersten Halten h1: T=750°C und δ1 = 30 min. Beim Abkühlen a1 nach dem Stand der Technik entstehen Martensit-Phasen aber keine Bainit-Mikrostrukturen. Die Temperatur liegt während des zweiten Haltens h2 etwas höher als während des erfindungsgemässen zweiten Haltens H2. Ausserdem ist die zweite Haltezeitdauer δ2 deutlich länger. Im konkreten Beispiel gilt beim zweiten Halten h2: T=670°C und 1h < δ2 < 30 h.
  • Es sind EBSD-Untersuchungen zur Bestimmung der Kornorientierung und -grössen verschiedener Legierungen der Erfindung durchgeführt worden. EBSD steht für "Electron BackScattered Diffraction". Es gelingt mit der EBSD-Methode, Körner mit einem Durchmesser von nur ca. 0,1 µm zu charakterisieren. Ausserdem kann mit EBSD die Kristallorientierung mit einer hohen Genauigkeit bestimmt werden. Zusätzlich wurden weitere ortsaufgelöste Methoden angewendet, um die einzelnen Körner und Korngrenzen oberflächenanalytisch bzw. elektrochemisch zu untersuchen.
  • Diese Untersuchungen haben bestätigt, dass (je nach Legierungszusammensetzung und Verfahrensführung) neben dem Martensit-Gefüge auch deutlich messbare Anteile an Bainit-Mikrostrukturen in Proben vorliegen, die eine Legierung gemäss Erfindung haben und die dem zweistufigen Glühverfahren, z.B. nach Fig. 4A oder 4B, unterzogen wurden.
  • Die Fig. 5 zeigt ein schematisches Diagramm der Verteilungsfunktion Fx(x) des Korndurchmessers der bcc-α Phase eines speziellen Stahlprodukts der Erfindung. bcc steht für "body centered cubic". Das spezielle Stahlprodukt, dessen Verteilungsfunktion Fx(x) des Korndurchmessers in Fig. 5 gezeigt ist, hat folgende erfindungsgemässe Legierungszusammensetzung (in Tabelle 1 sind die Sollwerte der Schmelze angegeben):
    Tabelle 1:
    [Gew.%] Fe C Si Mn Al
    Probe 231 Rest 0,140 0,550 4,000 0,0005
  • Anhand der Verteilungsfunktion Fx(x) der Fig. 5 kann man ablesen, dass der überwiegende Anteil der Körner des Legierungsgefüges eine Korngrösse zwischen 0 und ca. 3 µm hat. Da die verwendeten EBSD-Untersuchungen eine untere Auflösungsgrenze bei ca. 0,1 µm haben, kann die durchschnittliche Verteilung der Korngrösse der bcc-α Phase auf den Bereich von ca. 0,1 µm bis ca. 3 µm eingegrenzt werden. Weitere EBSD-Untersuchungen haben ergeben, dass die Verteilung der Korngrösse der fcc-γ Phase auf den Bereich von ca. 0,25 µm bis ca. 0,75 µm eingegrenzt werden kann.
  • Fig. 2 zeigt eine gängige Skala, die eine Einordnung von Stahlprodukten nach dem Durchmesser der Korngrösse ermöglicht. Das Stahlprodukt (Probe 231) der Erfindung liegt somit im Bereich ultrafeiner Körner (wenn man die durchschnittliche Verteilung betrachtet). Diese Einordnung lässt sich auch auf die anderen Legierungszusammensetzungen der Erfindung übertragen. Daher ist hier auch von einem ultrafeinen Multiphasen Gefüge und von einem ultrafeinen Multiphasen-bainitischen Gefüge die Rede, falls nachweisbare Bainit-Mikrostrukturen vorhanden sind.
  • Wenn man sämtliche Korngrössen in die Betrachtung einbezieht, dann kann bei erfindungsgemässen Stahlprodukten eine Gesamtverteilung der Korngrössen im Bereich von ca. 0,1 µm bis ca. 3 µm (mehr als 80% der Körner liegen in dem Fenster von ca. 0,1 µm bis ca. 3 µm) festgestellt werden.
  • Gemäss Erfindung sind vor allem die Körner der Ferrit-Phasen und der Bainit-Mikrostruktur sehr fein. Besonders bevorzugt sind daher Legierungen, respektive Stahlprodukte, die eine Kombination aus Ferrit-Phasen und Bainit-Mikrostrukturen aufweisen.
  • Weitere vergleichende EBSD-Untersuchungen haben bestätigt, dass die Haltedauer Δ2 des zweiten Glühverfahrens wichtig ist, um das ultrafeine Gefüge auszubilden, respektive zu stabilisieren. Die folgende Haltedauer 3 h ≦ Δ2 ≦ 5 h liefert besonders vorteilhafte Ergebnisse.
  • Die folgende Tabelle 2 zeigt die konkrete Legierungszusammensetzung in Gew.% von verschiedenen Proben der Erfindung.
    Tabelle 2:
    Probe 230 231 232 233
    Schmelze Sollwert Stahlprodukt Schmelze Sollwert Stahlprodukt Schmelze Sollwert Stahlprodukt Schmelze Sollwert Stahlprodukt
    Fe/Rest X X X X X X X X
    C 0.140 0.142 0.140 0.140 0.100 0.098 0.100 0.105
    Si 0.550 0.520 0.550 0.540 0.350 0.320 0.350 0.340
    Mn 4.000 4.120 4.000 4.070 4.900 4.940 4.900 4.970
    P 0 0.0050 0 0.0051 0 0.0054 0 0.0057
    S 0 0.0083 0 0.0084 0 0.0070 0 0.0075
    Al 0.0005 0.0100 0.0005 0.0090 0.0005 0.0090 0.0005 0.009
    Cr 0 0.016 0 0.016 0 0.016 0 0.015
    Ni 0 0.011 0 0.012 0 0.012 0 0.011
    Mo 0 0.004 0 0.005 0 0.006 0 0.005
    Cu 0 0.015 0 0.005 0 0.015 0 0.006
    V 0 0.002 0 0.008 0 0.002 0 0.008
    Nb 0 <0.002 0 <0.002 0 <0.002 0 <0.002
    Ti 0 <0.001 0 <0.016 0 <0.01 0 <0.015
  • Die folgende Tabelle 3 zeigt verschiedene charakteristische Grössen von Stahlprodukten in Form von Kaltbändern mit der konkreten Legierungszusammensetzung der Proben 231 und 233 der Erfindung, nachdem sie einem zweistufigen Glühverfahren (nach Fig. 4A) unterzogen wurden. Rm ist die Zugfestigkeit in MPa, Atotal die Bruchdehnung in % (die Bruchdehnung ist proportional zur Duktilität), Rmx Atotal ist das Produkt von Zugfestigkeit und Bruchdehnung in MPa %.
  • Tabelle 3 zeigt die besten Ergebnisse in Sachen Zugfestigkeit in Bezug auf das Produkt aus Rmx Atotal. Konkret wurden folgende Parameter beim zweistufigen Glühverfahren (nach Fig. 4A) vorgegeben: T1 = 810°C, Δ1 = 5 min, T2 = 650°C, Δ2 = 4 h. Vergleichsversuche mit konventionellen einstufigen Glühverfahren und konventionellen zweistufigen Glühverfahren zeigen, dass mit der Legierungszusammensetzung und dem Verfahren der Erfindung sehr gute Werte - vor allem was das Produkt aus Rmx Atotal anbelangt - erzielt werden können.
    Tabelle 3
    [Gew.%] Rm [MPa] Atotal [%] Rmx Atotal [MPa %] Gefüge Korngrösse gesamt [µm]
    Probe 231 773 32 25030 ca. 20% Martensit und/oder Bainit, ca. 70% ultrafeines Ferrit, 10%-15% Restaustenit 5 - 10 (davon mehr als 80% zwischen 0,1 µm und 3 µm)
    Probe 233 944 28 26200 ca. 20% Martensit und/oder Bainit, ca. 70% ultrafeines Ferrit, 10%-15% Restaustenit 5 - 10 (davon mehr als 80% zwischen 0,1 µm und 3 µm)
  • Proben mit einer erfindungsgemässen Legierungszusammensetzung, die einem zweistufigen Glühverfahren (nach Fig. 4A oder 4B) unterzogen wurden, und die eine Zugfestigkeit haben, die oberhalb von Rm = 750 MPa liegen und/oder die ein Produkt aus Rmx Atotal haben, das oberhalb von 25000 MPa % liegt, sind besonders bevorzugt.

Claims (20)

  1. Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts, dessen Legierung umfasst:
    - einen Kohlenstoffanteil (C) zwischen 0,09 und 0,15 Gew.%, und
    - einen Mangananteil (Mn) im Bereich 3,5 Gew.% ≦ Mn ≦ 10 Gew.%,
    wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:
    - Durchführen eines ersten Glühverfahrens (S4.1) mit den folgenden Teilschritten
    o Erwärmen (E1) des Stahlprodukts auf eine erste Haltetemperatur (T1), die oberhalb von 780 °C liegt,
    o Halten (H1) des Stahlprodukts während einer ersten Zeitdauer (Δ1) auf der ersten Haltetemperatur (T1),
    o Abkühlen (A1) des Stahlprodukts,
    - Durchführen eines zweiten Glühverfahrens (S4.2) mit den folgenden Teilschritten
    o Erwärmen (E2) des Stahlprodukts auf eine Haltetemperatur (T2), die oberhalb von 630 °C und unterhalb von 660 °C liegt,
    o Halten (H2) des Stahlprodukts während einer zweiten Zeitdauer (Δ2) auf der Haltetemperatur (T2),
    o Abkühlen (A2) des Stahlprodukts.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Mangananteil (Mn) im Bereich 4,0 Gew.% ≦ Mn ≦ 4,9 Gew.% liegt.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Haltetemperatur (T1) so gewählt wird, dass sich das Stahlprodukt während des Haltens (H1) des Stahlprodukts im austenitischen Gebiet (γ) oberhalb von 780 °C befindet.
  4. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen (A1; A2) des Stahlprodukts mit einer Abkühlrate erfolgt, die zwischen 25 Kelvin/Sekunde und 200 Kelvin/Sekunde und vorzugsweise zwischen 40 Kelvin/Sekunde und 150 Kelvin/Sekunde liegt.
  5. Verfahren nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Haltetemperatur (T2) so gewählt wird, dass sich das Stahlprodukt während des Haltens (H2) des Stahlprodukts im zweiphasigen Gebiet (α+γ) oberhalb von 630 °C befindet.
  6. Verfahren nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass während des ersten Glühverfahrens (S4.1) und/oder während des zweiten Glühverfahrens (S4.2) das Erwärmen (E1; E2) mit einer Aufwärmrate erfolgt, die zwischen 4 Kelvin/Sekunde und 50 Kelvin/Sekunde liegt.
  7. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung zusätzlich umfasst:
    - einen Siliziumanteil (Si),
    - einen Aluminiumanteil (Al), und
    - einen Chromanteil (Cr),
    wobei der folgende Zusammenhang des Siliziumanteils (Si), Aluminiumanteils (Al) und Chromanteils (Cr) gilt: 0.3 Gew.% ≦ Si + Al + Cr ≦ 1.2 Gew.%.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass
    - der Chromanteil (Cr) stets kleiner ist als 0,4 Gew.% und/oder
    - dass der Siliziumanteil (Si) zwischen 0,25 und 0,7 Gew.% und vorzugsweise im Bereich 0,3 ≦ Si ≦ 0,6 liegt.
  9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungszusammensetzung zusätzlich einen Stickstoffanteil (N) aufweist, der im Bereich zwischen 0.004 Gew.% und 0.006 Gew.% liegt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass während des ersten Glühverfahrens (S4.1) das Abkühlen (A1) des Stahlprodukts so durchgeführt wird, dass der Verlauf der Temperatur (T) einer entsprechenden Abkühlkurve über die Zeit (t) aufgetragen einen Bereich der Bainitbildung (50) durchläuft.
  11. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass durch Beimengen oder Zuchargieren von Silizium (Si) und Aluminium (Al) ein Bereich der Bainitbildung (50) beim Abkühlen (Al) des Stahlprodukts in Richtung eines schnelleren Abkühlens verschoben wird.
  12. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Zeitdauer (Δ1) im Bereich 3 ≦ Δ1 ≦ 10 Minuten und vorzugsweise im Bereich 4 ≦ Δ1 ≦ 5 Minuten liegt.
  13. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Zeitdauer (Δ2) im Bereich 3 ≦ Δ2 ≦ 5 Stunden und vorzugsweise im Bereich 3,5 ≦ Δ2 ≦ 4,5 Stunden beträgt.
  14. Stahlprodukt, dessen Legierung umfasst:
    - einen Kohlenstoffanteil (C) zwischen 0,09 und 0,15 Gew.%,
    - einen Mangananteil (Mn) im Bereich 4,0 Gew.% ≦ Mn ≦ 4,9 Gew.%,
    - einen Aluminiumanteil (Al) im Bereich 0,0005 ≦ Al ≦ 1 Gew.% 0,15 und insbesondere im Bereich 0,0005 ≦ Al ≦ 0,0015.
  15. Stahlprodukt nach Anspruch 14, wobei die Legierung zusätzlich umfasst:
    - einen Siliziumanteil (Si) und
    - einen Chromanteil (Cr),
    wobei der folgende Zusammenhang des Siliziumanteils (Si), Aluminiumanteils (Al) und Chromanteils (Cr) gilt: 0.3 Gew.% ≦ Si + Al + Cr ≦ 1.2 Gew.%.
  16. Stahlprodukt nach Anspruch 15, wobei
    - der Chromanteil (Cr) stets kleiner gleich 0,4 Gew.% ist und/oder
    - der Siliziumanteil (Si) zwischen 0,25 und 0,7 Gew.% und vorzugsweise im Bereich 0,3 ≦ Si ≦ 0,6 liegt.
  17. Stahlprodukt nach Anspruch 14 oder 15, wobei das Stahlprodukt ein Gefüge mit Martensit-, Ferrit- und Restaustenit-Bereichen aufweist, wobei das Gefüge zusätzlich vorzugsweise eine Bainit-Mikrostruktur umfasst.
  18. Stahlprodukt nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Restaustenit-Bereiche oder -Phasen weniger als 20%, bezogen auf das Volumen, und vorzugsweise weniger als 15%, bezogen auf das Volumen, beträgt.
  19. Stahlprodukt nach Anspruch 17 oder 18, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlprodukt Bainit-Mikrostrukturen umfasst, deren Anteil, bezogen auf das Volumen, kleiner gleich 20% beträgt.
  20. Stahlprodukt nach einem der Ansprüche 14 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlprodukt eine Korngrössenverteilung mit einer durchschnittlichen Korngrösse aufweist, die kleiner ist als 3 µm.
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