Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem bainitischen Grundgefüge und kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen

Grundgefüge

Technisches Gebiet (Technical Field)

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem bainitischen Grundgefüge sowie ein entsprechend kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge.

Technischer Hintergrund

Verfahren zur Herstellung von bainitischen Stahlblechen sind aus dem Stand der Technik bekannt, vgl. EP 2 707 514 Bl, EP 3 024951 Bl.

Stähle mit bainitischem Grundgefüge mit Anteilen von Martensit und Restaustenit zeichnen sich durch eine besonders gute Kombination von Festigkeit und Bruchdehnung aus, insbe sondere bei höheren Kohlenstoffgehalten. Gleichzeitig werden für hohe Restaustenitanteile für gewöhnlich im Schnitt ca. 1,5 Gew.-% Silizium legiert, welches die Umwandlungstemperatur in den Austenit erhöht und somit bei einer Wärmebehandlung beispielsweise inline in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage, die Temperaturen zur Einstellung des Gefüges geändert, respektive die Temperatur gegenüber der konventionellen Temperatur erhöht werden müsste und damit höhere Kosten beim Durchsatz verursacht werden würden. Des Weiteren können hohe Siliziumgehalte die Oberflächenqualität, Beschichtbarkeit und Schweißbarkeit deutlich verschlechtern.

Hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit zur Herstellung von Stahlflachprodukten mit bainitischem Grundgefüge, insbesondere mit hohen Zugfestigkeiten und hoher Bruchdehnung, besteht Optimierungsbedarf.

Zusammenfassung der Erfindung

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Stahlflachproduktes mit bainitischem Grundgefüge bereit zu stellen, mit welchem die im Stand der Technik genannten Nachteile überwunden werden können sowie ein ent sprechend hergestelltes kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit bainitischem Grundgefüge anzu geben. Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1.

Erfindungsgemäß ist ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem bainitischen Grundgefüge, umfassend die Schritte: a) Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus

C: 0,10 bis 0,30 %, insbesondere 0,15 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,18 bis 0,22 %,

Si: 0,40 bis 1,20 %, insbesondere 0,60 bis 1,10 %, vorzugsweise 0,80 bis 1,10 %,

Mn: 1,00 bis 2,00 %, insbesondere 1,10 bis 1,80 %, vorzugsweise 1,10 bis 1,60 %,

Cr: 0,50 bis 1,50 %, insbesondere 0,60 bis 1,20 %, vorzugsweise 0,70 bis 1,00 %,

N: 0,0030 bis 0,040 %, insbesondere 0,0070 bis 0,030 %, vorzugsweise 0,0090 bis 0,025%,

P: bis 0,10 %, insbesondere bis 0,050 %, vorzugsweise bis 0,030 %;

S: bis 0,050 %, insbesondere bis 0,020 %, vorzugsweise bis 0,0080 %, wobei P und S zu den Verunreinigungen zählen können, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) mit

AI: bis 0,050 %, insbesondere 0,0010 bis 0,015 %,

V: bis 0,20 %, insbesondere 0,0010 bis 0,20 %,

Ti: bis 0,010 %, insbesondere 0,0010 bis 0,010 %,

Nb: bis 0,10 %, insbesondere 0,0010 bis 0,10 %,

Ni: bis 0,40 %, insbesondere 0,010 bis 0,40 %,

Cu: bis 0,80 %, insbesondere 0,010 bis 0,80 %,

Mo: bis 1,00 %, insbesondere 0,0020 bis 1,00 %,

W: bis 1,00 %, insbesondere 0,0010 bis 1,00 %,

Ca: bis 0,0050 %, insbesondere 0,0001 bis 0,0050 %, zu einem Vorprodukt; b) Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vor produkts bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1350 °C; c) optionales Zwischenwarmwalzen des Vorprodukts zu einem Zwischenflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Zwischenwalzendtemperatur zwischen 950 und 1250 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts oder des optionalen Zwischenflachprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Walz endtemperatur zwischen 800 und 1000 °C; e) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Haspeltemperatur zwischen 400 und 650 °C; f) optionales Glühen des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur zwischen 500 und 900 °C; g) Kaltwalzen des warmgewalzten und optional geglühten Stahlflachprodukts in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einem gesamten Kaltwalzgrad von mindestens 30 %; h) Wärmebehandlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem Austenitisieren bei einer Temperatur T_A zwischen oberhalb von 800 und 950 °C, einem Abschrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580 °C, derart, dass sich ein bainitisches Grundgefüge im kaltgewalzten Stahlflachprodukt einstellt.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein kaltgewalztes

Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 6.

Erfindungsgemäß ist ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in

Gew.-% aus

C: 0,10 bis 0,30 %, insbesondere 0,15 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,18 bis 0,22 %,

Si: 0,40 bis 1,20 %, insbesondere 0,60 bis 1,10 %, vorzugsweise 0,80 bis 1,10 %,

Mn: 1,00 bis 2,00 %, insbesondere 1,10 bis 1,80 %, vorzugsweise 1,10 bis 1,60 %,

Cr: 0,50 bis 1,50 %, insbesondere 0,60 bis 1,20 %, vorzugsweise 0,70 bis 1,00 %,

N: 0,0030 bis 0,040 %, insbesondere 0,0070 bis 0,030 %, vorzugsweise 0,0090 bis 0,025 %,

P: bis 0,10 %, insbesondere bis 0,050 %, vorzugsweise bis 0,030 %, S: bis 0,050 %, insbesondere bis 0,020 %, vorzugsweise bis 0,0080 %, wobei P und S zu den Verunreinigungen zählen können, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) mit

AI: bis 0,050 %, insbesondere 0,0010 bis 0,015 %,

V: bis 0,20 %, insbesondere 0,0010 bis 0,20 %,

Ti: bis 0,010 %, insbesondere 0,0010 bis 0,010 %,

Nb: bis 0,10 %, insbesondere 0,0010 bis 0,10 %,

Ni: bis 0,40 %, insbesondere 0,010 bis 0,40 %,

Cu: bis 0,80 %, insbesondere 0,010 bis 0,80 %,

Mo: bis 1,00 %, insbesondere 0,0020 bis 1,00 %,

W: bis 1,00 %, insbesondere 0,0010 bis 1,00 %,

Ca: bis 0,0050 %, insbesondere 0,0001 bis 0,0050 %, besteht, wobei das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts folgende Anteile aufweist: mindestens 0,5 % Martensit, mindestens 5 % Restaustenit,

Rest Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile.

Unter bainitischem Grundgefüge ist somit ein Gefüge zu verstehen, welches Bainit mit einem Anteil aufweist, welcher größer ist als der Anteil an Martensit und auch größer ist als der Anteil an Restaustenit. Insbesondere ist der Anteil an Bainit größer als die Summe der Anteile an Martensit und Restaustenit. Vorzugsweise ist der Anteil an Bainit im Gefüge größer als 50 %.

Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Beschreibung angegebenen Legierungs elemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestand teile werden durch Auswertung licht- oder elektronenmikroskopischer Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht aus drücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt.

Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit von mindes tens 1000 MPa, insbesondere von mindestens 1100 MPa, vorzugsweise von mindestens 1200 MPa auf. Die Bruchdehnung A50 beträgt bei dem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt mindestens 9 %, insbesondere mindestens 11 %, vorzugsweise mindes tens 13 %. Die Zugfestigkeit sowie die Bruchdehnung A50 sind im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelbar.

Nach dem Vergießen einer Schmelze mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der angegebenen Spannen zu einem Vorprodukt, beispielsweise in einer Stranggießanlage oder Gießwalzanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, beispielsweise im Falle der Gießwalzanlage, so dass das Vorprodukt auf einer Temperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur wiedererwärmt wird, bei spielsweise in einem Ausgleichs- oder Wiedererwärmungsofen, bei der eine möglichst voll ständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich eventuell gebildete Aus scheidungen möglichst vollständig auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu mehreren Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, dass sich die Brammen durch natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird (anschließend) beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt. Alternativ kann das noch heiße Vorprodukt oder die noch heiße Bramme auch ohne ein zwischenzeitliches Abkühlen (lassen) in einen beispielsweise Ausgleichs- oder Wieder erwärmungsofen überführt werden

Die Temperatur beim Wiedererwärmen und/oder beim Halten des Vorprodukts beträgt mindestens 1100°C, insbesondere mindestens 1140°C, vorzugsweise mindestens 1180°C um eine möglichst vollständige Auflösung eventuell vorhandener Ausscheidungen im Vorprodukt sicherzustellen. Die Temperatur zum Wiedererwärmen und/oder zum Halten sollte 1350°C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen und/oder zu starke Verzunderung des Vorprodukts zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen wird die Tem peratur zum Wiedererwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1280°C beschränkt.

Je nach verfügbaren Anlagen und/oder Verarbeitungsmöglichkeit kann und wird somit als optional angegeben, dass ein Zwischenwarmwalzen des Vorprodukts zu einem Zwischen flachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Walzendtemperatur zwischen 950 und 1250°C durchgeführt werden kann. Eine Walzendtemperatur zum optionalen Erzeugen des Zwischenflachprodukts von mindestens 950°C wird gewählt, um einen kornfeinenden Effekt der Rekristallisation nach dem oder den Walzstichen möglichst sicher auszunutzen. Aus Gründen der Energieeffizienz wird insbeson dere eine Walzendtemperatur zum optionalen Erzeugen des Zwischenflachprodukts von maximal 1250°C gewählt.

Das Vorprodukt oder das optionale Zwischenflachprodukt wird in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einer Walzendtemperatur zwischen 800 und 1000°C zu einem warm gewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt.

Eine Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts von mindes tens 800°C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Um eine unerwünschte Grobkornbildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts auf maximal 1000°C beschränkt. Insbesondere wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts in einer mehr- gerüstigen Warmwalz-/Fertigstaffel zur Gewährleistung eines möglichst hohen Austenitgehalts auf mindestens 850°C, zur Sicherstellung der Rekristallisation auf vorzugsweise mindestens 880°C eingestellt. Zur Begrenzung der benötigten Kühlmittelmenge werden insbesondere Walzendtemperaturen bis maximal 950°C, um die Rekristallisation und das Kornwachstum zwischen Endwalzen und Haspeln zu minimieren vorzugsweise bis maximal 930°C gewählt. Bevorzugt beträgt der Warmwalzgrad im letzten Stich respektive am letzten Warmwalzgerüst mindestens 10 %, um ein feines Gefüge im warmgewalzten Stahlflachprodukt einstellen zu können.

Das warmgewalzte Stahlflachprodukt wird bei einer Haspeltemperatur zwischen 400 und 650°C gehaspelt. Die Haspeltemperatur muss mindestens 400°C betragen, um eine Marten sitbildung zu verhindern. Um die Diffusion sauerstoffaffiner Legierungselemente zur Ober fläche während des Haspelvorgangs zu begrenzen, wird die Haspeltemperatur auf maximal 650°C begrenzt. Die Haspeltemperatur kann insbesondere mindestens 500°C betragen, um (erhebliche) Ferritanteile im Gefüge zu erzeugen, welche eine gute Kaltwalzbarkeit ermög lichen, vorzugsweise mit hohen Kaltwalzgraden. Um eine besonders gute Oberfläche einzu stellen, welche in Verbindung mit dem geringen Si-Gehalt in den vorgenannten Grenzen für ein besonders breites Fügespektrum (Schweißbereich) sicherstellen kann, wird die Haspel temperatur insbesondere bis maximal 570°C gewählt. Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) kann eine Dicke zwischen 1,5 und 10mm aufweisen.

Das warmgewalzte Stahlflachprodukt kann optional einem Glühen bei einer Glühtemperatur zwischen 500 und 900°C, insbesondere bis maximal 800°C, vorzugsweise bis maximal 700°C unterzogen werden. Das optionale Glühen entspricht im Wesentlichen einem Standard-Glüh prozess von warmgewalzten Stahlflachprodukten, und kann insbesondere zu einer besseren Kaltwalzbarkeit führen.

Das warmgewalzte und optional geglühte Stahlflachprodukt wird einem Kaltwalzen unter zogen, wobei das Kaltwalzen in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einem gesamten Kalt walzgrad von mindestens 30 % durchgeführt wird. Ein Gesamtwalzgrad von mindestens 30 % ist erforderlich, um gezielt Keimstellen im Gefüge für die anschließende Wärmebehandlung bereitzustellen, an welchen sich vorteilhaft Austenitkeime entwickeln können. Der gesamte Kaltwalzgrad kann insbesondere mindestens 38 %, vorzugsweise mindestens 45 % betragen, um, falls im Gefüge vorhanden, längere Perlitzeilen innerhalb des Gefüges zu brechen, wodurch sich insbesondere vorhandene Zementit/Ferrit-Grenzflächen innerhalb des Gefüges weiter verteilen können, an welchen während der anschließenden Wärmebehandlung Austenit besonders gut keimen kann. Der gesamte Kaltwalzgrad kann maximal 80 %, insbesondere maximal 70 % betragen.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) kann eine Dicke zwischen 0,5 und 4mm auf weisen.

Erfindungsgemäß erfolgt eine gezielte Wärmebehandlung des kaltgewalzten Stahlflach produkts mit einem Austenitisieren bei einer Temperatur T_A zwischen 800 und 950°C, einem Abschrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C, derart, dass sich ein bainitisches Grundgefüge im kaltgewalzten Stahlflachprodukt einstellt. Bei einer Temperatur T_A oberhalb von 800°C ist die thermodynamische Triebkraft zur Austenitbildung aus Zementit und Ferrit bereits extrem groß, welche zu einer schnellen und gewünschten Austenitisierung beitragen kann. Um einen energieeffizienten Prozess zu erreichen, ist die Temperatur T_A kleiner oder gleich 950°C einzustellen. Insbesondere kann die Temperatur T_A kleiner oder gleich 900°C eingestellt werden, um eine starke Austenitkornvergröberung zu verhindern. Vorzugsweise kann die Temperatur T_A kleiner oder gleich 875°C eingestellt werden, bei welcher sich der Kohlenstoff im Gefüge bevorzugt noch nicht zu 100 % homogen verteilt hat, was beim anschließenden Abschrecken besonders bevorzugt zu einer schnelleren Bainitkeimbildung und somit zu einer schnelleren bainitischen Umwandlungsgeschwindigkeit führen kann. Nach dem Austenitisieren erfolgt ein Abschrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C. Die Temperatur T_B von mindestens 300°C ist einzustellen, so dass sich der Kohlenstoffgehalt im Restaustenit umverteilen kann und sich nicht mehr als 40 % Martensit bildet. Die Temperatur T_B kann insbesondere mindestens 340°C, vorzugsweise mindestens 380°C betragen, um Inhomogenitäten in der Kohlenstoffverteilung so weit abzu bauen, dass sich an den Grenzflächen Bainit/Restaustenit kaum noch Kohlenstoff anstaut. Die Temperatur T_B wird auf maximal 580°C eingestellt, um sicher eine Ferrit-/Perlitbildung zu verhindern. Die Temperatur T_B kann insbesondere maximal 550°C, vorzugsweise maximal 510°C betragen, um eine hohe Festigkeit des Bainits zu gewährleisten.

Beispielsweise kann ein erstes Abschrecken von T_A mit einer Abkühlgeschwindigkeit dT_AB von mindestens 10 K/s auf eine Temperatur unterhalb der Martensit-Start erfolgen, um eine besonders einfache Keimbildung des Bainits zu ermöglichen und einen entsprechend feinen Bainit zu erzeugen. Anschließend wird die Temperatur wieder angehoben auf eine Temperatur von mindestens 380°C, insbesondere mindestens 450°C, um eine besonders schnelle Umverteilung des Kohlenstoffs im Austenit zu gewährleisten.

Durch die Pflichtelemente Chrom und Stickstoff in den vorgenannten Gehalten kann gezielt das Einstellen des gewünschten Gefüges während der Wärmebehandlung unterstützen und in Verbindung mit Kohlenstoff in den vorgenannten Gehalten, führt der Stickstoff zu einer deutlichen Geschwindigkeitserhöhung der bainitischen Umwandlung, u. a. infolge der Bildung von sehr feinem Chromnitrid, welche als Keimbildner wirken. Außerdem kann Stickstoff die Kohlenstoffsegregation auf den Korngrenze deutlich reduzieren. Da Kohlenstoff die Keim bildung von Bainit verlangsamt, wird somit auch mit einer erhöhten Keimbildungsrate auf den Korngrenzen ausgegangen.

Bei der Temperatur Acl beginnt das Gefüge in Austenit umzuwandeln und liegt insbesondere vollständig austenitisch vor, wenn die Temperatur Ac3 überschritten wird. Bs Bainit-Start, Bf Bainit-Finish, Ms Martensit-Start und Mf Martensit-Finish geben die Temperaturen an, bei denen eine Umwandlung in Bainit respektive Martensit beginnt bzw. abgeschlossen ist. Acl, Ac3, Bs, Bf, Ms und Mf sind Kennwerte, welche abhängig von der Zusammensetzung (Legierungselemente) des verwendeten Stahlwerkstoffs sind und aus sogenannten ZTA- bzw. ZTU-Schaubildern entnommen werden können. Auch die erforderlichen Abkühlraten können in Abhängigkeit von dem gewünschten Gefüge aus den ZTU-Schaubildern entnommen werden.

Die Legierungselemente der Schmelze, respektive des Stahlflachprodukts, sind wie folgt angegeben:

Kohlenstoff (C) trägt zur Härte bei und kann je nach Gehalt die Ferritbildung und Bainitbildung verzögern, den Restaustenit stabilisieren und die Ac3 Temperatur verringern. Ein Gehalt von mindestens 0,10 % ist erforderlich, um eine ausreichende Härtbarkeit/Härte und Festigkeit zu erzielen. Oberhalb eines Gehalts von 0,30 % ist die Bainitbildung zu langsam. Für eine ver besserte Schweißbarkeit und Einstellung eines guten Verhältnisses von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch sowie zum Ablauf einer schnellen Bainitbildung kann der Gehalt insbesondere auf maximal 0,25 %, vorzugsweise auf maximal 0,22 % einge stellt werden. Zum Erreichen eines höheren Festigkeitsniveaus kann der Gehalt insbesondere auf mindestens 0,15 % und zum Einstellen einer sehr guten Kombination aus Härtbarkeit und Festigkeit vorzugsweise auf mindestens 0,18 % eingestellt werden.

Silizium (Si) trägt zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit/Härte sowie der Festigkeit über Mischkristallverfestigung bei. Des Weiteren kann auch der Einsatz von Ferro Silizio Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt, ermöglicht werden. Des Weiteren ist je nach Gehalt auch die Unterdrückung von Zementit und somit die Stabilisierung von Restaustenit möglich. Durch den Einsatz von Chrom und Stickstoff als Pflichtelemente kann auf sehr hohe Siliziumgehalte von ca. 1,50 %, wie sie bei gattungs gemäßen Stählen üblich sind, verzichtet werden. Ab einem Gehalt von mindestens 0,40 % ergibt sich ein erster Härtungseffekt, wobei insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,60 % für einen signifikanten Anstieg der Festigkeit eingestellt wird. Vorzugsweise wird ein Gehalt von mindestens 0,80 % eingestellt, um die Zementitbildung nahezu vollständig zu unterdrücken und ggf. auch eine zu hohe Martensitbildung zu vermeiden. Bis zu einem Gehalt von maximal 1,20 % lässt sich eine gute Oberfläche hersteilen, welche problemlos und bei Bedarf mit einem Überzug, insbesondere mit einem zinkbasierten Überzug, beschichtbar ist. Insbesondere bei Gehalten bis maximal 1,10 % kann neben einer verbesserten Oberflächen- gualität auch die Schweißbarkeit sichergestellt und/oder verbessert werden.

Mangan (Mn) trägt zur Härte bei und kann je nach Gehalt die Ferritbildung stark verzögern. Um bei der Wärmebehandlung Ferrit zu unterdrücken, wird ein Gehalt von mindestens 1,00 % eingestellt, Um die Schweißbarkeit nicht einzuschränken, wird der Gehalt auf maximal 2,00 % eingestellt. Um die proeutektoide Ferritbildung zu vermeiden sowie den Restaustenit zu stabilisieren, kann der Gehalt insbesondere von mindestens 1,10 % eingestellt werden. Zur Verbesserung der Bruchdehnung kann der Gehalt insbesondere mit maximal 1,80 %, vor zugsweise mit maximal 1,60 % eingestellt werden, um eine schnelle Bainitbildung zu gewähr leisten.

Chrom (Cr) trägt zur klärte bei und kann diffusive Phasenumwandlungen während des Ab schreckens verlangsamen, vor allem Ferrit. Chrom hat einen deutlich geringeren Einfluss auf die Bainitbildung bei tieferen Temperaturen. Somit ist es optimal geeignet, um zum einen eine niedrige kritische Abkühlgeschwindigkeit sicherzustellen, aber gleichzeitig die Bainitbildung bei tiefen Temperaturen nicht zu sehr zu behindern. Um eine kritische Abkühlgeschwindigkeit gering genug für eine Vermeidung ungewollter Ferritbildung zu erzielen, wird ein Gehalt von mindestens 0,50 % eingestellt. Bis zu einem Gehalt von maximal 1,50 % lässt sich eine gute Oberfläche hersteilen, welche problemlos und bei Bedarf mit einem Überzug, insbesondere mit einem zinkbasierten Überzug, beschichtbar ist. Für eine gute Oberflächengualität und verbesserte Schweißbarkeit kann der Gehalt insbesondere auf maximal 1,20 %, vorzugsweise auf maximal 1,00 % eingestellt werden. Um den Restaustenit auch bei sehr langen Halte zeiten im Bainitgebiet zu stabilisieren, kann der Gehalt insbesondere mit mindestens 0,60 %, vorzugsweise mit mindestens 0,70 % eingestellt werden.

Stickstoff (N) verlangsamt als Austenitbildner die kritische Abkühlgeschwindigkeit, da Stick stoff die diffusive Ferritbildung unterdrücken kann. Beim Halten im Bainitgebiet können sich dann wiederum sehr feine Cluster und/oder Ausscheidungen, vor allem Chromnitride, bilden, welche die Bainitbildung bei tiefen Temperaturen beschleunigen. Weiterhin verringert Stick stoff die Kohlenstoffübersättigung an Korngrenzen und verringert so die ungewollte Chrom karbidbildung, welche sehr grob werden können, sich besonders entlang der Korngrenzen bilden und damit die Zähigkeit deutlich verschlechtern würden. Für einen signifikanten Effekt wird ein Gehalt von mindestens 0,0030 % eingestellt. Für eine gute und problemlose Vergieß barkeit der Schmelze/des Stahls ist der Gehalt auf maximal 0,040 % begrenzt. Wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0070 % eingestellt, kann der Restaustenit gegen Zementit- bildung stabilisiert werden und bei einem Gehalt vorzugsweise von mindestens 0,0090 %, bevorzugt von mindesten 0,011 % die Bainitbildung beschleunigt werden. Um eine ver besserte Schweißbarkeit zu erzielen, kann der Gehalt insbesondere auf maximal 0,030 % und vorzugsweise auf maximal 0,025 % eingestellt werden, so dass sich beispielsweise erzeugte Chromnitride sehr fein ausbilden können.

Phosphor (P) zählt im weitesten Sinne zu einer Verunreinigung, welcher durch Eisenerz mit in den Stahl eingeschleppt wird und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden kann. Der Gehalt sollte so gering wie möglich eingestellt werden, wobei der Gehalt auf maximal 0,10 % begrenzt wird. Negative Einflüsse auf die Umformbarkeit können sicher ausgeschlossen werden, wenn der Gehalt insbesondere auf maximal 0,050 Gew.-%, zur zusätzlichen Verringerung der Seigerungseffekte vorzugsweise auf maximal 0,030 Gew.-% begrenzt wird.

Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung kann mit einem Gehalt auf maximal 0,050 % eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden. Der Gehalt wird daher insbesondere auf maximal 0,020 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,0080 % begrenzt. In der Regel wird Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S-Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert.

Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) enthalten.

Aluminium (AI) kann als optionales Legierungselement, insbesondere als Desoxidationsmittel, mit einem Gehalt von maximal 0,050 % zulegiert werden, wobei zur sicheren Abbindung von eventuell vorhandenem Sauerstoff (0) ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0010 % zulegiert werden kann. Oberhalb eines Gehalts von 0,050 % besteht jedoch die erhöhte Gefahr, dass sich (gröberes) Aluminiumnitrid bildet, somit ungewollt Stickstoff abgebunden und dadurch auch die Kaltwalzbarkeit verschlechtert wird. Insbesondere wird der Gehalt auf maximal 0,015 % begrenzt, um die Bildung von Aluminiumnitrid sicher auszuschließen zu können.

Vanadium (V) kann als optionales Legierungselement zur Kornfeinung mit einem Gehalt bis maximal 0,20 % zulegiert werden, so dass insbesondere kein negativer Einfluss auf die Bruchdehnung erfolgt. Um einen gewünschten Effekt der Kornfeinung zu erreichen, kann ins besondere ein Gehalt von mindestens 0,0010 % zulegiert werden. Titan (Ti) kann als optionales Legierungselement als Mikroseigerungselement mit einem Gehalt bis maximal 0,010 % zulegiert werden, so dass insbesondere ein unerwünschtes Abbinden mit Stickstoff ausgeschlossen werden kann, wodurch sich sehr harte und grobe Titannitride bilden würden, welche zu einer Versprödung führen könnten. Um den freien Stick stoffgehalt genau einzustellen, kann ein Gehalt von insbesondere mindestens 0,0010 % zulegiert werden.

Niob (Nb) kann als optionales Legierungselement zur Kornfeinung mit einem Gehalt bis maximal 0,10 % zulegiert werden, um insbesondere ein Abbinden von Stickstoff zu Niobnitrid zu vermeiden. Um einen gewünschten Effekt der Kornfeinung zu erreichen, kann insbeson dere ein Gehalt von mindestens 0,0010 % zulegiert werden.

Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement ebenso wie Chrom die Umwandlung in Austenit verbessern, die Festigkeit erhöhen und die Prozessstabilität bei längerer Haltezeit während der Bainitbildung verbessern, so dass ein Gehalt bis maximal 0,40 % zulegiert werden kann, um insbesondere die Bainitbildung nicht zu verlangsamen. Beispielsweise wird Nickel in Verbindung mit Kupfer zulegiert, da bei Kupferzugabe Nickel den negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit im Wesentlichen unterdrückt. Hierzu kann beispielsweise ein Kupfergehalt zwischen 0,3*Nickel und 0,7*Nickel hinzulegiert werden, um das Eisen- Kupfer-Eutektikum und damit die Bildung einer Flüssigphase an der Oberfläche beim Warm walzen zu verhindern. Um einen gewünschten Effekt der vorgenannten Verbesserung zu erreichen, kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,010 % zulegiert werden.

Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement zur Erhöhung der Härte und Festigkeit mit einem Gehalt von maximal 0,80 % zulegiert werden, um insbesondere die Schweißeignung und die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche nicht zu verschlechtern. Um die festigkeitssteigernde Wirkung zu gewährleisten, aber auch um den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion bei unbeschichteten Stahlflachprodukten zu verbessern, kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,010 % zulegiert werden.

Molybdän (Mo) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit und die Härte erhöhen, insbesondere auch zur Verbesserung der Prozessstabilität, da Molybdän die Ferritbildung deutlich verlangsamt und kaum auf die Bainitbildung im Temperaturbereich zwischen 300 und 580°C wirkt, so dass ein Gehalt bis maximal 1,00 % zulegiert werden kann. Insbesondere kann ein Gehalt von mindestens 0,0020 % zulegiert werden, bei welchem sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen bilden können, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasen umwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem kann die Korngrenzenenergie verringert werden, was wiederum die Nukleationsrate von Ferrit verringern kann.

Wolfram (W) kann als optionales Legierungselement ähnlich wie Molybdän wirken, wobei ein Gehalt bis maximal 1,00 % zulegiert werden kann. Um einen positiven Effekt auf die Härte/ Härtbarkeit nehmen zu können, kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0010 % zulegiert werden.

Calcium (Ca) kann als optionales Legierungselement der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten bis maximal 0,0050 % zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führen kann. Darüber hinaus kann durch die Zugabe von Ca auch das Kaltumformverhalten verbessert werden. Die beschriebenen Effekte können ab einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0001 %, vorzugsweise von mindestens 0,0003 % wirksam sein.

Neben Eisen kann das Stahlflachprodukt herstellungsbedingt als unvermeidbare Verunreini gungen eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe (0, H, As) enthalten, welche nicht gezielt als Legierungselemente zulegiert werden.

Sauerstoff (0) ist eine unerwünschte, aber aus technischen Gründen in der Regel nicht vermeidbare Verunreinigung. Der Gehalt für Sauerstoff wird auf maximal 0,0050 %, insbeson dere auf maximal 0,0020 % begrenzt.

Wasserstoff (H) kann als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich sein und zu Aufreißungen im Stahlflachprodukt führen. Die mögliche Verunreinigung Wasser stoff wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,0010 %, insbesondere von maximal 0,0004 %, vorzugsweise von maximal 0,0002 % reduziert.

Arsen (As) ist eine Verunreinigung, die im Stahlflachprodukt vorhanden sein kann, wobei der Gehalt auf maximal 0,020 % begrenzt wird, um negative Einflüsse zu vermeiden.

Die als optional angegebenen Legierungselemente können insbesondere alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu ver schlechtern.

Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt h) das Austenitisieren auf T_A mit einer Aufheizrate dTA von mindestens 1,0 K/s zwischen 600 und 800°C durchgeführt. Das gezielte Einstellen der Aufheizrate dTA im Bereich zwischen 600 und 800°C hat u. a. Einfluss auf die Ausbildung der Austenitkorngröße, welche insofern wichtig ist, da sie Einfluss auf die bainitische Umwandlungsgeschwindigkeit aber auch die finalen Eigen schaften im Gefüge nach Wärmebehandlung ausübt. Je schneller in diesem Bereich aufge heizt wird, desto mehr Austenitkeime können sich bilden, die sich gegenseitig blockieren, in ihrem Wachstum verlangsamen, und somit zu einem insgesamt feinen Austenitkorn führen. Unterhalb von 600°C kommt es beispielsweise in kontinuierlichen Wärmebehandlungsanlagen zu keinen relevanten Rekristallisationsprozessen, außerdem findet kaum Zementit- vergröberung statt, so dass die Aufheizrate unterhalb von 600°C einfach den technischen Gegebenheiten folgen kann. Insbesondere beträgt die Aufheizrate dTA von mindestens 2 K/s, vorzugsweise mindestens 2,5 K/s, so dass sich ein besonders feines Austenitkorn bilden kann. Für eine gleichmäßige Erwärmung ist eine Aufheizrate dTA bis zu 50 K/s hilfreich, jedoch können grundsätzlich auch höhere Aufheizraten dTA gewählt werden.

Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt h) nach Erreichen der Temperatur T_A das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei der Temperatur T_A für eine Haltedauer t_A zwischen 1 und 300s gehalten. Zur Verhinderung einer Kornvergröberung sollte die Haltedauer t_A von 300s nicht überschreiten. Insbesondere kann die Haltedauer t_A bis maximal 200s gewählt werden, um beispielsweise eine Diffusion von unerwünschten Begleitelementen wie Phosphor auf die Austenitkorngrenzen zu begrenzen.

Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt in Schritt h) das Ab schrecken in zwei Stufen, so dass zunächst auf eine Zwischentemperatur T_Z zwischen 640 und 800°C mit einer Abkühlrate dTZ von mindestens 0,50 K/s und anschließend auf die Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C mit einer Abkühlrate dTB von mindestens 10 K/s abgeschreckt wird, wobei dTB größer als dTZ ist. Somit können die Abkühlrate dTZ einer Vorkühlung und die Abkühlrate dTB einer Schnellkühlung entsprechen. Auch wenn für die finalen Eigenschaften im Gefüge ein Abschrecken in zwei Stufen nicht unbedingt erforderlich ist, kann es dennoch aus prozesstechnischen Gründen wirtschaftlich sein, ein Zweistufen abschrecken vorzusehen. Zum einen kann das Stahlflachprodukt durch die Vorkühlung langsamer und homogener abkühlt werden. Zum anderen kann der Bereich oder die Strecke mit Schnellkühlung häufig anlagentechnisch begrenzt sein, so dass bei Vorsehen einer Vorkühlung auf Zwischentemperatur, eine Schnellkühlung von Zwischentemperatur die Temperatur T_B deutlich einfacher umgesetzt werden kann. Damit die Vorkühlung nicht zu einer unerwünschten Ferritbildung führt, muss die Zwischentemperatur T_Z und die Abkühl rate dTZ zu der Zwischentemperatur hoch genug sein. Die Zwischentemperatur beträgt somit mindestens 640°C, um grobe Ferritbildung zu verhindern, insbesondere mindestens 700°C betragen, um beispielsweise die proeutektoide Ferritbildung komplett unterdrücken zu können. Die Abkühlrate dTZ beträgt mindestens 0,5 K/s, um grobe Ferritbildung zu ver hindern, insbesondere mindestens 1,5 K/s, um beispielsweise die proeutektoide Ferritbildung komplett unterdrücken zu können. Die Abkühlrate dTZ kann bis maximal 10 K/s oder bei Bedarf auch mehr gewählt werden. Die Abkühlrate dTB beträgt mindestens 10 K/s, um eine Ferritbildung zu verhindern. Insbesondere kann Abkühlrate dTB mindestens 20 K/s betragen, um beispielsweise auch eine vollständige Bainitbildung im oberen Temperaturbereich unterdrücken zu können. Die Abkühlrate dTB kann aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 200 K/s, insbesondere auf maximal 150 K/s begrenzt sein.

Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt h) nach Erreichen der Temperatur T_B das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei der Temperatur T_B für eine Haltedauer t_B von mindestens 15s gehalten. Die Haltedauer t_B bei der Temperatur T_B beträgt mindestens 15s. Je länger die Haltedauer gewählt wird, desto vollständiger kann sich der Austenit in Bainit umwandeln, wobei stabilisierter Restaustenit durchaus Teil des Bainits sein kann. Die Haltedauer t_B kann insbesondere mit mindestens 25s, um beispiels weise größere Austenitbereiche stabilisieren zu können, und vorzugsweise mit mindestens 35s gewählt werden, um beispielsweise die Bildung von frischem Martensit zu minimieren, welcher zu Versprödung führen würde. Die Haltedauer t_B kann beispielsweise auf maximal 100s begrenzt sein, wobei sie insbesondere bei Bedarf und abhängig von der Ausführung der Anlage durchaus aber auch höher liegen kann.

Damit sich kein überschüssiger Martensit im Gefüge bilden kann, und insbesondere ein Über schreiten eines Martensit-Anteils im Gefüge von über 40 % zu verhindern, ist optional eine Temperatur T_B_min von Ms-50°C, insbesondere von Ms-25°C, nicht zu unterschreiten. Eine im Rahmen der angegebenen Grenzen geringfügige Unterschreitung der Ms-Temperatur kann die Bainitkeimbildung beispielsweise an Martensitlanzetten erleichtern und somit zu einer allgemeinen Beschleunigung der Bainitbildung führen. Es ist also durchaus möglich, die Bainitbildung für ein paar Sekunden beginnen zu lassen, dann kurz unter Ms zu kühlen oder auch direkt ohne vorherige Bainitbildung unter Ms zu kühlen und anschließend wieder in den Bereich der Temperatur T_B zwischen mindestens 300 und maximal 580°C, insbesondere zwischen mindestens 340 und maximal 550°C, vorzugsweise zwischen 380 und 510°C zurückzukehren, um die Bainitbildung abzuschließen. Je nach Auswahl der Legierungs elemente kann es bei besonders geringen Kohlenstoffgehalten Vorkommen, dass die Ms- Temperatur größer ist als mindestens 300°C, insbesondere mindestens 340°C, vorzugsweise mindestens 380°C, so dass in diesem Fall während der Haltedauer t_B die Temperatur von mindestens 300°C, insbesondere von mindestens 340°C, vorzugsweise von mindestens 380°C nicht unterschritten werden soll.

Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist gemäß einer Ausgestaltung ein Gefüge aus Martensit mit einem Anteil zwischen 0,5 und 40 %, insbesondere zwischen 3 und 33 %, vorzugsweise zwischen 5 und 28 %, Restaustenit mit einem Anteil zwischen 5 und 22 %, sowie einem Rest Bainit und unvermeidbarer Gefügebestandteile, auf. Der Anteil an Bainit im Gefüge liegt insbesondere mit mindestens 55 %, vorzugsweise mit mindestens 60 % vor. Der Anteil an Martensit kann im Gefüge insbesondere mindestens 8 %, vorzugsweise mindestens 10 % betragen, und bevorzugt auf maximal 26 %, besonders bevorzugt auf maximal 24 % begrenzt sein. Weiter bevorzugt kann der Martensit dabei komplett oder teil weise angelassen sein. Der Anteil an Restaustenit kann im Gefüge insbesondere mindestens 8 %, vorzugsweise mindestens 10 % betragen, und insbesondere auf maximal 20 %, vor zugsweise auf maximal 18 % begrenzt sein. Dabei kann fein verteilter Austenit und/oder auch Karbide durchaus Teil des Bainits und/oder angelassenem Martensit sein. Als unvermeidbare Gefügebestandteile können Anteile in Form Ferrit, Perlit und/oder Zementit außerhalb von Bainit und Martensit vorhanden sein, welche bis zu maximal 10 % zugelassen werden, insbe sondere bis zu maximal 8 %, vorzugsweise bis zu maximal 6 %, bevorzugt bis zu maximal 4 %. Ebenfalls können Ausscheidung in Form von Chromnitriden im Gefüge vorhanden sein.

Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts liegt Bainit auch in Form von Lanzetten-Bainit und das Verhältnis der Anteile Lanzetten-Bainit zu Bainit mit mindestens 60 %, insbesondere mit mindestens 65 %, vorzugsweise mit mindes tens 70 % vor. Hierdurch kann ein feineres und/oder bruchzäheres Gefüge erreicht werden. Des Weiteren kann dieser durch seine Feinheit besonders zur Festigkeitssteigerung beitragen und erlaubt auch eine beschleunigte Stabilisierung von Restaustenit durch besonders kurze Diffusionswege des Kohlenstoffs vom bainitischen Ferrit zum Austenit. Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

In einem ersten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze A bestehend aus (in Gew.-%) C = 0,217 %, Si = 0,98 %, Mn = 1,56 %, Cr = 0,8 %, N = 0,019 %, P = 0,01 %, S = 0,003 %, AI = 0,01 %, Ti = 0,003 %, Nb = 0,001 %, Mo = 0,005 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen erzeugt, zu einem Vorprodukt vergossen, und nach Erstarrung in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in mess baren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Die Brammen wurden in einem Hub balkenofen auf eine Temperatur von 1250°C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, so dass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand und sich alle Ausscheidungen, die sich im Zuge des Stranggießens im Gefüge gebildet hatten, auflösen konnten. Die Bramme wurde nach erfolgter Wiedererwärmung einer Walzstraße zugeführt, in welcher die Bramme zunächst in einem (Vor-)Gerüst reversierend mit einer Walzendtemperatur von 1100°C zu einem Zwischenflachprodukt zwischenwarmgewalzt wurde und das Zwischenflachprodukt an schließend in einer beispielsweise siebengerüstigen Fertig-/Warmwalzstaffel zu einem warm gewalzten Stahlflachprodukt (Warmband) auf eine Dicke von 3mm fertig-/warmgewalzt wurde, wobei die Walzendtemperatur 890°C und der Warmwalzgrad im letzten Walzstich 15 % betrugen. Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wurde das warmgewalzte Stahlflachprodukt aktiv, mit Wasser entlang einer Kühlstrecke auf eine Haspeltemperatur von 560°C abgekühlt. Es folgte eine Coilabkühung auf Umgebungstemperatur. Das warmgewalzte Stahlflachprodukt wurde in einer beispielsweise fünfgerüstigen Kaltwalzstaffel mit einem gesamten Kaltwalzgrad von 50 % zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt (Kaltband) auf eine Dicke von 1,5mm kaltgewalzt. Aus dem kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden zehn Proben in Form von Platinen abgeteilt, Proben 1 bis 10, und weiteren Untersuchungen zugeführt.

In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurden die gleichen Bedingungen wie beim ersten Ausführungsbeispiel zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts berücksichtigt, jedoch mit dem Unterschied, dass eine Schmelze B bestehend aus (in Gew.-%) C = 0,221 %, Si = 1,0 %, Mn = 1,58 %, Cr = 0,8 %, N = 0,0092 %, P = 0,011 %, S = 0,004 %, AI = 0,032 %, Ti = 0,004 %, Nb = 0,001 %, Mo = 0,003 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreini gungen vergossen wurde. Aus diesem kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden zwei Proben in Form von Platinen abgeteilt, Proben 11 und 12, und weiteren Untersuchungen zugeführt.

Tabelle 1

Tabelle 2 Die Proben 1 bis 12 wurden im Labormaßstab einer Wärmebehandlung mit den definierten Angaben gemäß Schritt h) unterzogen, um das gewünschte bainitische Grundgefüge im kalt gewalzten Stahlflachprodukt einzustellen. Die einzelnen Parameter in Schritt h) sind in der Tabelle 1 aufgeführt. In der Tabelle 2 sind das Gefüge und die zugehörigen Eigenschaften angegeben. Die mit Stern* gekennzeichneten Proben sind erfindungsgemäß.

Da der Restaustenit nach Volumen diffraktometrisch, beispielsweise mittels XRD, gemessen wird, kann dieser durchaus auch Bestandteil von Bainit und/oder Martensit sein, so dass sich in der Addition der Gefügebestandteile zum Teil mehr als 100 % ergeben können. Je nach dem, wie grob der Restaustenit ist, kann dieser aber auch als eigener Gefügebestandteil gewertet werden, n.b. bedeutet nicht bestimmbar.