EP2935635B1 - Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt - Google Patents

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EP2935635B1
EP2935635B1 EP13830148.6A EP13830148A EP2935635B1 EP 2935635 B1 EP2935635 B1 EP 2935635B1 EP 13830148 A EP13830148 A EP 13830148A EP 2935635 B1 EP2935635 B1 EP 2935635B1
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EP
European Patent Office
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steel product
fraction
range
lies
cooling
Prior art date
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Enno Arenholz
Ludovic Samek
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Voestalpine Stahl GmbH
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Voestalpine Stahl GmbH
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Publication date
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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 medium manganese steel product. It is also a special alloy of a manganese steel product that can be heat treated using a special process.
  • composition or alloy and the heat treatment in the manufacturing process have a significant influence on the properties of steel products.
  • alloy composition of the steel product also plays a major role.
  • the thermodynamic and material-related relationships in alloyed steels are very complex and depend on many parameters.
  • ferrite, pearlite, retained austenite also known as “retained austenite”
  • tempered martensite also known as “tempered martensite”
  • martensite phases can develop in steel products .
  • the properties of steel alloys depend, among other things, on the proportions of the various phases, microstructures and their structural arrangement under the microscope.
  • simple forms of advanced, high-strength 1st generation steels have a 2-phase composition of ferrites and martensites. Such steels are also referred to as two-phase steels.
  • Ferrite also called ⁇ -Fe or ⁇ -Fe depending on the constellation
  • martensite typically forms inclusions in this matrix.
  • first generation complex phase steels also called “complex phase steels”
  • the microstructure of which includes ferrite, bainite, tempered martensite and martensite includes ferrite, bainite, tempered martensite and martensite.
  • the more homogeneous microstructure of the complex-phase steels leads to excellent bending properties compared to e.g. 2-phase steels.
  • 2nd generation steels such as TWIP steel, mainly have 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 in automobile construction, for example.
  • the proportion of carbon (C) in such steels is typically in the range between 0.2 and 1.2% by weight. It is therefore mostly mild steels.
  • An austenite microstructure (also called gamma, ⁇ mixed crystal or ⁇ -Fe) is a mixed crystal that can form in a steel product.
  • the austenite microstructure has a bcc crystal structure, has high heat resistance and offers good corrosion properties.
  • the microstructure of a steel product can be at least partially transformed to austenite.
  • austenite formers that increase the austenite area or volume fraction. These include nickel (Ni), chromium (Cr) and manganese (Mn).
  • the austenite regions of a steel product are often not very stable and transform to martensite (called martensitic transformation) during cooling or quenching. Due to the formation of martensite and the precipitates that form, undesirable cracking can occur during the hot rolling of such steel products.
  • reverted austenite also called “reverted austenite” or “rev. austenite”
  • This form of austenite can be produced by a 2-stage heat treatment according to Miller and Grange. This process is also known as ART heat treatment.
  • ART stands for Austenite Reverted Transformation. During the ART heat treatment, a retransformation of martensite to retransformed austenite takes place.
  • Ferrite is a metallurgical term for another mixed crystal in whose lattice carbon is dissolved interstitially (ie in intermediate positions of the lattice).
  • a purely ferritic structure has low strength but high ductility.
  • the addition of carbon can improve strength at the expense of ductility. That related to 1
  • the cast iron described is an example of such a material.
  • ferrite formers that increase the ferrite area or volume fraction. These include chromium (Cr), molybdenum (Mo), vanadium (V), aluminum (AI), titanium (Ti), phosphorus (P) and silicon (Si).
  • a classic, highly schematic diagram of cast iron (an iron-carbon alloy with a high carbon content >2.06 wt%) is shown.
  • Two exemplary cooling curves are plotted in this diagram as a function of temperature T [°C] and time t [min].
  • the perlite range is in 1 marked 4 and the bainite area marked 5.
  • M s denotes the martensite start temperature.
  • the corresponding line is in 1 denoted by the reference numeral 3.
  • the martensite start temperature M s depends on the alloy composition.
  • Pearlite is a structure containing ⁇ -ferrite and cementite flakes (cementite is iron carbide, Fe 3 C).
  • Bainite also called bainitic iron
  • Bainite has a bcc structure. Bainite is not a phase in the strict sense, but a microstructure that forms in the steel in a specific temperature range. Bainite is mainly formed from austenite.
  • martensite forms in such a cast iron product at temperatures below line 3.
  • Martensite is a fine needle, very hard and brittle structure. It typically occurs when austenite is quenched at such high cooling rates that the carbon content in the steel does not have time to diffuse out of the lattice.
  • curve 1 in 1 shows quenching at a high cooling rate leading to the formation of martensitic structure.
  • curve 2 in 1 shows a so-called bainite temperature treatment.
  • austenite When maintained at a temperature above M s , austenite can transform to bainite if one avoids transformation to the pearlite stage.
  • the steel products of the invention should have a tensile strength greater than 700 MPa.
  • the tensile strength should preferably 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 combination of process and alloying concepts provides a steel product, preferably a cold-rolled steel product, with an ultra-fine multiphase structure with corresponding formability.
  • a steel product preferably a cold-rolled steel product
  • an ultra-fine multiphase structure with corresponding formability.
  • Particularly preferred embodiments have an ultra-fine, multi-phase bainitic structure, which has 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 ⁇ 4.9% by weight.
  • the steel products of the invention form a heterogeneous system or structure.
  • the steel products of the invention preferably have at least a proportion of a bainitic microstructure.
  • the proportion of the bainitic microstructure can be up to 20% by weight of the steel product.
  • the steel products of the invention preferably have microstructures or areas with bainitic microstructure and martensite, at least in part.
  • the proportion of carbon according to the invention is generally rather low. I.e. the carbon content is in the range 0.09% by weight ⁇ C ⁇ 0.15% by weight.
  • the steels alloyed according to the invention are therefore so-called mild, hypoeutectic steels.
  • Such alloys lead to steel products with the desired properties if they are subjected to a two-stage heat treatment with the Process steps according to claim 1 are subjected.
  • This special form of two-stage heat treatment has a significant impact on the formation of a multi-phase structure in the steel product.
  • the structure 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 in the range between 370°C and 400°C.
  • the interim holding phase has a maximum duration of 5 minutes.
  • the alloy of the steel products includes Al and Si portions.
  • bainitic treatment i.e. the formation of bainitic microstructures
  • the alloy of the steel products includes Al and Si portions.
  • the Cr content is set at a maximum of 0.4% by weight.
  • the relationship between the carbon content and the manganese content is set as follows: 0.01 ⁇ C(wt%)/Mn(wt%) ⁇ 0.04.
  • the composition 0.02 * C(% by weight) / Mn(% by weight) * 0.04 provides particularly excellent properties.
  • the ferritic phase(s) can be stabilized, which has a not insignificant share in the ultra-fine average grain size. Therefore, in all embodiments, the relationship between the silicon content, the aluminum content and the chromium content is defined as follows: 0.3% by weight * Si + Al + Cr * 3% by weight and in particular between 0.3% by weight * Si + Al + Cr * 2 wt%.
  • the invention can be applied to hot- and cold-rolled steels and corresponding flat steel products.
  • the invention is preferably 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 higher 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”).
  • multiphase medium-manganese steel products are involved, which include martensite, ferrite and residual austenite areas or phases, and optionally also bainite microstructures.
  • the steel products of the invention are distinguished by a special microstructure constellation which, depending on the embodiment, is also referred to as a multiphase microstructure or, if bainite is present, as a multiphase bainitic microstructure. In particular, this is about cold-rolled steel products.
  • steel (intermediate) products are sometimes mentioned 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 manufacturing process.
  • the starting point for such manufacturing processes is usually a melt.
  • the alloy composition of the melt is given, because on this side of the manufacturing process you can influence the alloy composition relatively precisely (e.g. by adding components such as silicon).
  • the alloy composition of the steel product normally differs only slightly 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 from each other in the steel product by phase boundaries.
  • the “components” or “constituents” of the phases can either be chemical elements (such as Mn, Ni, Al, Fe, C, ...etc.) or neutral, molecular-like aggregates (such as FeSi, Fe 3 C, SiO 2 , etc. ) or charged, molecular-like aggregates (such as Fe 2+ , Fe 3+ , etc.).
  • compositions of the alloy or the steel product include iron (Fe) as a basic material and what are known as unavoidable impurities, which always occur in the molten bath and also show up in the resulting steel product. All percentages by weight must therefore always be added to 100% by weight.
  • the mild, medium manganese steel products of the invention all have a manganese content which is between 3.5 and 4.9% by weight, again with the specified limits belonging to the range.
  • a bainite microstructure is a type of intermediate structure that typically forms at temperatures between those for pearlite and martensite formation, respectively, as illustrated in FIG Figures 6A to 6D will be explained in more detail. Transformation to a bainite microstructure is usually in competition with transformation to a pearlite structure.
  • bainite microstructure mostly occurs 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 intermediate steel product in order to achieve proportions of bainite microstructure in the overall structure of the steel product.
  • the aluminum content Al is preferably in the range of 0.0005 ⁇ Al ⁇ 1% by weight and in particular in the range of 0.0005 ⁇ Al ⁇ 0.0015.
  • the proportion of silicon Si, proportion of aluminum Al and proportion of chromium Cr 0.3% by weight ⁇ Si+Al+Cr ⁇ 3% by weight and in particular 0.3% by weight ⁇ Si+Al+Cr ⁇ 2% by weight.
  • the aluminum content Al and the chromium content Cr stabilize the ferritic phase(s) in the steel product.
  • the ferritic phase(s) have a not insignificant share in the ultrafine average grain size of the steel product.
  • All embodiments of the invention preferably include a chromium content Cr which is less than 0.4% by weight.
  • all embodiments of the invention include 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 in all of the embodiments includes silicon fractions Si and aluminum fractions Al.
  • the bainitis can be intensified. That is to say, the reduction in the proportion of silicon Si and proportion of aluminum Al, as specified by the invention, promotes the bainitic transformation. This happens because the Bainische domain 50 in the transformation diagram (see Figures 6A to 6D ) is moved.
  • FIG 6A a continuous ZTU diagram is shown for a first alloy according to the invention (called melt MF232), which was subjected to various treatment steps.
  • Table 2 shows the specific alloy composition of heat MF232 and other exemplary heats of the invention.
  • a ZTU diagram is a material-dependent time-temperature transformation diagram. Ie a ZTU diagram shows the degree 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 eight curves shown. The alloys whose curves are shown in these ZTU diagrams are shown all have the compositions given in Table 2.
  • Mf is the martensite finish temperature.
  • the martensite finish temperature M f is the temperature at which the transformation to martensite is thermodynamically complete. Also shown are the temperature thresholds Ac 3 and Ac 1 (see also Figure 4A and 4B ). The area between Ac 3 and Ac 1 is called the ⁇ + ⁇ phase region .
  • the Bainitic range 50 in the diagram is shifted as a result of a suitable reduction in the silicon proportions Si and aluminum proportions Al compared with previously known alloys.
  • a block arrow is shown approximately in the middle of the diagram, pointing to the left. This block arrow is intended to indicate schematically that a reduction in the proportion of silicon Si and proportion of aluminum Al (compared to the prior art) shifts the Bainitic region 50 to the left.
  • rapid cooling e.g. with water
  • bainite microstructures are formed in the steel product.
  • the two-stage annealing process is preferably carried out for all alloy compositions in such a way that, especially during the first annealing process (step S4.1 in Figure 4A or 4B and 3 ) the cooling curve A1 of the steel (intermediate) products runs in such a way that the area of bainite formation 50 is passed through.
  • All embodiments of the alloy composition preferably additionally include a nitrogen content N which is in the range between 0.004% by weight and 0.012% by weight, which corresponds to 40 ppm to 120 ppm.
  • the nitrogen content N is in the range between 0.004% by weight and 0.006% by weight, which corresponds to 40 ppm to 60 ppm.
  • a pre-annealing step (e.g. with T ⁇ 650°C and 10 to 24 hours duration) can be inserted as an intermediate step between pickling (step S2) and cold rolling (step S3) (not in 3 shown).
  • the pre-annealing step can be performed in a nitrogen atmosphere.
  • Such a pre-annealing step can, however, also be inserted after the cold rolling (step S3) in all embodiments, if required.
  • FIG 4A a schematic representation of an exemplary temperature-time diagram for a first 2-stage temperature treatment of a steel (intermediate) product of the invention is shown.
  • a previously known 2-stage method according to Arlazarov et al. shown in order to be able to show essential differences better.
  • the heating E1 during the first annealing process and/or the heating E2 during the second annealing process preferably takes place at a heating rate of between 4 Kelvin/second and 50 Kelvin/second. Good results are achieved above all in the range between 5 Kelvin/second and 15 Kelvin/second.
  • the temperature of the steel (intermediate) product is preferably kept essentially constant during holding H1 and/or during holding H2.
  • hold H1 lasts between 3 and 10 minutes, and preferably between 4 and 5 minutes.
  • ⁇ 1 5 min.
  • the H2 hold lasts between 3 and 5 hours, and preferably between 3.5 and 4.5 hours. This means that the following statement applies: 3 h ⁇ ⁇ 2 ⁇ 5 h, or 3.5 h ⁇ ⁇ 2 ⁇ 4.5 h.
  • a holding time of ⁇ 2 ⁇ 4h at a second holding temperature of T2 ⁇ 650°C has proven very particularly useful.
  • the steel (intermediate) product is cooled in the first annealing process and in the second annealing process at a cooling rate of between 25 Kelvin/second and 200 Kelvin/second.
  • the cooling rate is preferably between 40 Kelvin/second and 150 Kelvin/second.
  • the curves A1* in Figure 4A and in Figure 4B each show a cooling process that begins with a high cooling rate of approx. 150 Kelvin/second and whose cooling rate then decreases in the direction of 40 Kelvin/second. Therefore, the curves A1* do not have a straight line, but rather a curved shape.
  • the curves A1 in Figure 4A and 4B each show a linear cooling process with a high cooling rate of approx. 150 Kelvin/second.
  • the cooling can take place linearly (e.g. at 150 Kelvin/second) or along a curved curve (e.g. along the curve A1*).
  • the holding temperature T3 is preferably selected in all embodiments so that it is above the temperature M s .
  • the desired bainite microstructures (depending on the alloy composition and process control) are formed if the alloy is specified according to the invention and the first annealing process is carried out according to the invention.
  • the temperature during the first hold h1 is significantly lower than during the first hold H1 according to the invention.
  • the first holding period ⁇ 1 is significantly longer.
  • martensite phases are formed but no bainite microstructures.
  • the second hold h2 the temperature is somewhat higher than during the second hold H2 according to the invention.
  • the second holding period ⁇ 2 is significantly longer.
  • the following applies to the second hold h2: T 670°C and 1h ⁇ ⁇ 2 ⁇ 30 h.
  • EBSD Electron BackScattered Diffraction
  • FIG. 12 shows a schematic diagram of the grain diameter distribution function Fx(x) of the bcc-a phase of a specific steel product of the invention.
  • bcc stands for "body centered cubic".
  • the special steel product whose grain diameter distribution function Fx(x) in figure 5 is shown has the following alloy composition according to the invention (the target values for the melt are given in Table 1): Table 1: [% by weight] feet C si Mn Al Sample 231 rest 0.140 0.550 4,000 0.0005
  • the distribution function Fx(x) of figure 5 one can read that the majority of the grains of the alloy structure have a grain size between 0 and approx. 3 ⁇ m. Since the EBSD tests used have a lower resolution limit of around 0.1 ⁇ m, the average grain size distribution of the bcc-a phase can be narrowed down to between around 0.1 ⁇ m and around 3 ⁇ m. Further EBSD investigations have shown that the distribution of the grain size of the fcc-y phase can be narrowed down to the range from approx. 0.25 ⁇ m to approx. 0.75 ⁇ m.
  • Example 2 shows a common scale that enables steel products to be classified according to the diameter of the grain size.
  • the steel products (Sample 231) of the invention are thus in the ultrafine grain range (when considering the average distribution of the entire structure). This classification can also be transferred to the other alloy compositions of the invention. Therefore, an ultra-fine multi-phase structure and an ultra-fine multi-phase bainitic structure are also used here if detectable bainite microstructures are present, as is the case with sample 231, for example.
  • the entire structure of the steel product according to the invention preferably has a grain size of between 1 and 2 ⁇ m, as could be determined on the basis of evaluations and measurements on steel products originating from melt MF231 (sample 231). Steel products according to the invention with a grain size of approx. 1.5 ⁇ m are very particularly preferred.
  • the grains of the ferrite phases and the bainite microstructure in particular are very fine. Alloys or steel products which have a combination of ferrite phases and bainite microstructures are therefore particularly preferred.
  • Table 2 shows the specific alloy composition in wt% of various samples of the invention.
  • Table 2 sample 230 231 232 233 steel product steel product steel product steel product Fe/balance X X X X C 0.142 0.140 0.098 0.105 si 0.520 0.540 0.320 0.340 Mn 4.120 4,070 4,940 4,970 P 0.0050 0.0051 0.0054 0.0057 S 0.0083 0.0084 0.0070 0.0075 Al 0.0100 0.0090 0.0090 0.009 Cr 0.016 0.016 0.016 0.015 no 0.011 0.012 0.012 0.011 Mon 0.004 0.005 0.006 0.005 Cu 0.015 0.005 0.015 0.006 v 0.002 0.008 0.002 0.008 Nb ⁇ 0.002 ⁇ 0.002 ⁇ 0.002 ⁇ 0.002 Ti ⁇ 0.001 ⁇ 0.016 ⁇ 0.01 ⁇ 0.015 ⁇ 0.015 ⁇ 0.015 ⁇ 0.015
  • Table 3 shows various characteristic quantities of steel products in the form of cold-rolled strips with the specific alloy composition of samples 231 and 233 of the invention after being subjected to a two-stage annealing process (according to Figure 4A ) were subjected to.
  • R m is the tensile strength in MPa
  • a total is the elongation at break in % (elongation at break is proportional to ductility)
  • R mx A total is the product of tensile strength and elongation at break in MPa %.
  • Table 3 shows the best tensile strength results in terms of the product of R mx A total .
  • T1 810°C
  • ⁇ 1 5 min
  • T2 650°C
  • ⁇ 2 4h. Comparative tests with conventional single-stage annealing processes and conventional two-stage annealing processes show that very good values can be achieved with the alloy composition and the process of the invention—especially as far as the product of R mx A total is concerned.
  • EBSD studies and TEM studies have shown that the proportion of retained austenite zones or phases is preferably between 5 and 15% by volume.

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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 struktureller Anordnung in der mikroskopischen Betrachtung ab.
  • Aus dem Dokument KR 1020040059293 A ist ein Stahlprodukt bekannt, welches beispielsweise Kohlenstoff-, Silizium-, Mangan-, Phosphor-, Schwefel-, Bor-, Molybdän- und Aluminium-Anteile aufweist, und welches nach einem Warmwalz-Schritt und einem Kaltwalzschritt an der Luft oder im Ofen gekühlt wurde.
  • 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 steels" 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 (Cr) 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 (AI), 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 ein 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 Legierungskonzepten 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 ≦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 0,09 Gew.% ≦ C ≦ 0,15 Gew.%. Es handelt sich bei den erfindungsgemäss legierten Stählen also um sogenannte milde, hypoeutektische Stähle.
  • Solche Legierungen führen zu Stahlprodukten 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. Durch 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 allen Ausführungsformen der Zusammenhang zwischen dem Siliziumanteil, dem Aluminiumanteil und dem Chromanteil wie folgt festgelegt: 0.3 Gew.% * Si + Al + Cr * 3 Gew.% und insbesondere zwischen 0.3 Gew.% * Si + Al + Cr* 2 Gew.%.
  • Die Erfindung lässt sich auf warm- und 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 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 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 im 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 eine 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-Diagramm (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-Diagramm für eine Schmelze MF233;
    FIG. 6C
    zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramm für eine Schmelze MF230;
    FIG. 6D
    zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramm 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 Fertigungsprozesses relativ genau auf die Legierungszusammensetzung Einfluss nehmen kann (z.B. durch Zuchargieren von Bestandteilen, wie Silizium). Die Legierungszusammensetzung des 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, AI, 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 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.
  • Es 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 ≦ 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.
  • Alle Ausführungsformen der Erfindung umfassen
    • 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 ≦3 Gew.% und insbesondere 0.3 Gew.% ≦ Si + Al + Cr ≦ 2 Gew.%. Durch diese Festlegung des Zusammenhangs zwischen dem Siliziumanteil Si, dem Aluminiumanteil AI 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 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 beispielhafter 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 0.012 Gew.% liegt, was 40ppm bis 120ppm entspricht. Insbesondere liegt der Stickstoffanteil N 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 man 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, 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 befindet (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.
  • Das Abkühlen des Stahl(zwischen)produkts erfolgt bei allen Ausführungsformen beim ersten Glühverfahren und 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-a 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-a 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-y 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. Die Stahlprodukte (Probe 231) der Erfindung liegen somit im Bereich ultrafeiner Körner (wenn man die durchschnittliche Verteilung des gesamten Gefüges 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, wie das z.B. bei der Probe 231 der Fall ist.
  • 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.
  • Vorzugsweise hat das gesamte Gefüge des erfindungsgemässen Stahlprodukts bei allen Ausführungsformen eine Korngrösse zwischen 1 und 2 µm, wie anhand von Auswertungen und Messungen an Stahlprodukten ermittelt werden konnte, die aus der Schmelze MF231 (Probe 231) stammen. Ganz besonders bevorzugt sind erfindungsgemässe Stahlprodukte mit einer Korngrösse von ca. 1,5 µm.
  • 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
    Stahlprodukt Stahlprodukt Stahl produkt Stahl produkt
    Fe/Rest X X X X
    C 0.142 0.140 0.098 0.105
    Si 0.520 0.540 0.320 0.340
    Mn 4.120 4.070 4.940 4.970
    P 0.0050 0.0051 0.0054 0.0057
    S 0.0083 0.0084 0.0070 0.0075
    AI 0.0100 0.0090 0.0090 0.009
    Cr 0.016 0.016 0.016 0.015
    Ni 0.011 0.012 0.012 0.011
    Mo 0.004 0.005 0.006 0.005
    Cu 0.015 0.005 0.015 0.006
    v 0.002 0.008 0.002 0.008
    Nb <0.002 <0.002 <0.002 <0.002
    Ti <0.001 <0.016 <0.01 <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 %.
  • EBSD-Untersuchungen und TEM-Untersuchungen (z.B der Probe 231) haben gezeigt, dass das zweistufige Glühverfahren nach Fig. 4A resultierende Stahlprodukte liefert, die einen Bainitgehalt von ca. 5% haben. TEM steht hier für Transmissionselektronenmikroskopie.
  • 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 >900 32 >27000 bis zu 5% Martensit, bis zu 5% Bainit, ca. 40 bis 70% ultrafeines Ferrit, 5%-15% Restaustenit 0,1 - 10 (davon mehr als 80% zwischen 1 µm und 2 µm)
    Probe 233 944 28 26200 ca. 20% Martensit und/oder Bainit, ca. 70% ultrafeines Ferrit, 10%-15% Restaustenit 0,1 - 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. Besonders bevforzugt sind erfindungsgemässe Legierungszusammensetzungen, die eine Zugfestigkeit haben, die oberhalb von Rm = 900 MPa liegen und/oder die ein Produkt aus Rmx Atotal haben, das oberhalb von 25200 MPa % liegt und insbesondere oberhalb von 27000 MPa %, wie bei der Probe 231.
  • EBSD-Untersuchungen und TEM-Untersuchungen (z.B der Probe 231) haben gezeigt, dass das zweistufige Glühverfahren nach Fig. 4B resultierende Stahlprodukte liefert, die einen Bainitgehalt von ca. 20% haben.
  • EBSD-Untersuchungen und TEM-Untersuchungen (z.B der Probe 231) haben gezeigt, dass der Anteil der Restaustenit-Bereiche oder -Phasen vorzugsweise zwischen 5 und 15%, bezogen auf das Volumen, beträgt.

Claims (19)

  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 ≤ 4,9 Gew.%,
    - einen Siliziumanteil (Si),
    - einen Aluminiumanteil (AI), und
    - einen Chromanteil (Cr),
    - wobei der folgende Zusammenhang des Siliziumanteils (Si), Aluminiumanteils (Al) und Chromanteils (Cr) gilt: 0.3 Gew.% ≤ Si + Al + Cr ≤ 3 Gew.%, und
    - Eisen (Fe) als Grundelement und unvermeidbare Verunreinigungen;
    wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:
    - Durchführen eines ersten Glühverfahrens (S4.1) mit den folgenden Teilschritten
    ∘ Erwärmen (E1) des Stahlprodukts auf eine erste Haltetemperatur (T1), die oberhalb von 780 °C liegt,
    ∘ Halten (H1) des Stahlprodukts während einer ersten Zeitdauer (Δ1) auf der ersten Haltetemperatur (T1),
    ∘ Abkühlen (A1) des Stahlprodukts,
    - Durchführen eines zweiten Glühverfahrens (S4.2), welches im Anschluss an das erste Glühverfahren (S4.1) durchgeführt wird, mit den folgenden Teilschritten
    ∘ Erwärmen (E2) des Stahlprodukts auf eine Haltetemperatur (T2), die oberhalb von 630 °C und unterhalb von 660 °C liegt,
    ∘ Halten (H2) des Stahlprodukts während einer zweiten Zeitdauer (Δ2) auf der Haltetemperatur (T2),
    ∘ Abkühlen (A2) des Stahlprodukts,
    wobei das Abkühlen (A1; A2) des Stahlprodukts beim ersten Glühverfahren (S4.1) und beim zweiten Glühverfahren (S4.2) mit einer Abkühlrate erfolgt, die zwischen 25 Kelvin/Sekunde und 200 Kelvin/Sekunde liegt, und
    wobei das Verfahren nach einem Warmwalz- und einem Kaltwalzschritt durchgeführt wird, und
    wobei das wärmebehandelte Stahlprodukt Anteile einer bainitischen Mikrostruktur umfasst.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, 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.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen (A1; A2) des Stahlprodukts mit einer Abkühlrate erfolgt, die zwischen 40 Kelvin/Sekunde und 150 Kelvin/Sekunde liegt.
  4. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 3, 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.
  5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, 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.
  6. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der folgende Zusammenhang des Siliziumanteils (Si), Aluminiumanteils (Al) und Chromanteils (Cr) gilt: 1.2 Gew.% ≤ Si + Al + Cr ≤ 2 Gew.%.
  7. Verfahren nach Anspruch 6, 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.
  8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Aluminiumanteil (Al) im Bereich 0,0005 ≤ Al ≤ 1 Gew.% und insbesondere im Bereich 0,0005 ≤ Al ≤ 0,0015 liegt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungszusammensetzung zusätzlich einen Stickstoffanteil (N) aufweist, der im Bereich zwischen 0.004 Gew.% und 0.012 Gew.% und insbesondere im Bereich zwischen 0.004 Gew.% und 0.006 Gew.% liegt.
  10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, 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 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass durch Beimengen oder Zuchargieren von Silizium (Si) und Aluminium (Al) ein Bereich der Bainitbildung (50) beim Abkühlen (A1) des Stahlprodukts in Richtung eines schnelleren Abkühlens verschoben wird.
  12. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, 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, 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, hergestellt nach einem Verfahren gemäss einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei die Legierung des Stahlprodukts 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.%, und insbesondere im Bereich 0,0005 ≤ Al ≤ 0,0015,
    - einen Stickstoffanteil (N) im Bereich zwischen 0,004 Gew.% und 0,012 Gew.%,
    - einen Siliziumanteil (Si) und
    - einen Chromanteil (Cr),
    mit Eisen (Fe) und unvermeidbaren Verunreinigungen als Restelement,
    wobei der folgende Zusammenhang des Siliziumanteils (Si), Aluminiumanteils (Al) und Chromanteils (Cr) gilt: 0.3 Gew.% ≤ Si + Al + Cr ≤ 1.2 Gew.%, und wobei das Stahlprodukt eine Korngrössenverteilung mit einer durchschnittlichen Korngrösse aufweist, die kleiner ist als 3 µm und Anteile an Bainit-Mikrostrukturen umfasst.
  15. Stahlprodukt nach Anspruch 14, 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.
  16. Stahlprodukt nach Anspruch 14, wobei das Stahlprodukt ein Gefüge mit Martensit-, Ferrit- und Restaustenit-Bereichen aufweist.
  17. Stahlprodukt nach Anspruch 16, 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.
  18. Stahlprodukt nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlprodukt Bainit-Mikrostrukturen umfasst, deren Anteil, bezogen auf das Volumen, kleiner gleich 20% beträgt.
  19. Stahlprodukt nach einem der Ansprüche 14 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlprodukt eine Gesamtverteilung der Korngrössen im Bereich von ca. 0,1 µm bis ca. 3 µm hat, wobei mehr als 80% der Körner in dem Fenster von ca. 0,1 µm bis ca. 3 µm liegen.
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