DE102007019980B4

DE102007019980B4 - Herstellung von superplastischen UHC-Leichtbaustählen und deren Verarbeitung durch Warmumformung

Info

Publication number: DE102007019980B4
Application number: DE102007019980.7A
Authority: DE
Inventors: Dr.rer.nat. Haug Tilmann; Wolfgang Kleinekathöfer; Dipl.-Ing. Pol Frederic; Dipl.-Ing. Wilke Frank; Dipl.-Ing. Jung Hans-Peter
Original assignee: Daimler AG; Deutsche Edelstahlwerke GmbH
Current assignee: Deutsche Edelstahlwerke AG; Mercedes Benz Group AG
Priority date: 2007-04-27
Filing date: 2007-04-27
Publication date: 2018-04-12
Anticipated expiration: 2027-04-28
Also published as: WO2008135117A1; DE102007019980A1

Abstract

Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 1 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 200°C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (Acm) liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad > 1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 200°C unterhalb A1 (A1-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von A1 bis A1 + 200°C und d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb A1, wobei die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt und die Verweilzeit des Stahls bei der Warmumformtemperatur unterhalb 2 min liegt und die Warmumformung im Schritt c) unmittelbar auf die Heißumformung in derselben Umformanlage erfolgt dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung in dem oberen Temperaturband mit einem Umformgrad von 0,8 bis 1,5 geführt wird.

Description

Die Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 1 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Halbzeug aus UHC-Leichtbaustahl mit superplastischem Gefüge.
UHC-Stähle (Ultra High Carbon) sind vor allem durch den für einen üblichen Stahl ziemlich hohen Kohlenstoffanteil gekennzeichnet, der bei unlegierten Stählen im Bereich von ca. 0.8 bis 2.1 Gew.% C liegt. Aufgrund der sehr eingeschränkten Duktilität der gegossenen Stähle bei Raumtemperatur sind die kommerziellen Anwendungsmöglichkeiten von Stählen mit solchen Konzentrationen sehr begrenzt. Grund dafür ist die schmelzmetallurgisch bedingte Bildung eines kontinuierlichen, spröden, proeutektoiden Zementit-, bzw. Karbidnetzwerks an den Korngrenzen der Austenitphase, die während der Abkühlung aus dem Austenitbereich und zwischen A_rm und A₁ Temperaturen erfolgt.
Die UHC-Stähle besitzen jedoch das Potential für superplastische Eigenschaften.
Unter Superplastizität von Metallen wird die Fähigkeit verstanden, beim Aufbringen nur sehr geringer Fließspannungen ohne Einschnürung und praktisch keiner Verfestigung Dehnungen zu ertragen, die gegenüber den bei den normalplastischen Werkstoffen üblichen etwa 10 bis 40% bei 100 bis über 1000% liegen, was Umformgraden von 0,7 bis 2,4 entspricht. Die Superplastizität beschreibt ein besonders hohes duktiles, nicht verfestigendes Verhalten, sowohl unter Zugspannungen (Blechumformung) als auch unter Druckspannungen (Massivumformung). Für die superplastische Verformung steht in der Regel nur ein enges Prozessfenster aus Temperatur und Umformgeschwindigkeit (Dehnrate (ε')) zur Verfügung, um die maximalen Dehnwerte der superplastischen Umformung von einigen 100 bis 1000% zu erreichen. Typisch sind hierbei eine erhöhte Umformtemperatur oberhalb ca. 50% der Schmelztemperatur und eine sehr geringe Umformgeschwindigkeit von etwa 10^–2 bis 10^–5 s^–1 zu nennen. Die superplastische Verformung verläuft über zeitlich gesteuerte Diffusionsprozesse, bei denen die sehr feinen und gleichmäßigen, häufig auch rundlichen Kristallite aneinander vorbeigleiten und -rotieren. Die superplastischen Eigenschaften sind daher sehr eng an das Vorliegen eines speziellen Gefüges gekoppelt (superplastisches Gefüge).
Der Kernpunkt beim Einstellen der Gefüge, die superplastische Eigenschaften aufweisen (superplastischen Gefüge), liegt dabei in der thermomechanischen Behandlung, die nach der schmelzmetallurgischen Herstellung bei den richtigen Temperaturen und Bedingungen durchzuführen ist. Das Prinzip besteht darin, nach einer vollständigen Austenisierung, die Karbidausscheidung in Form eines ungünstigen kontinuierlichen Karbidnetzwerks durch Einbringung von mechanischer Arbeit (Schmieden, Walzen, etc.) während der Abkühlung zu unterdrücken, bzw. das Netzwerk zu zerstören. So sind Karbide dazu gezwungen, sich sphäroidisch auszuscheiden.
Für die thermomechanischen Behandlung, mit dem Ziel, das ungünstige, hart aber spröde Gussgefüge in eine feine, sphäroide und deshalb duktile Mikrostruktur, bestehend aus Karbidausscheidungen in einer Ferritmatrix umzuwandeln sind bereits unterschiedliche Ansätze bekannt. Beispielsweise werden in den US-Patenten US 4448613 , US 4533390 , US 5445685 , US 4769214 und US 3951697 für unterschiedliche UHC-Stähle verschiedene thermomechanische Behandlungen bekannt. Als Startpunkt wird das gegossene Material lange genug austenitisiert, bis alle anderen Phasen sich aufgelöst haben und die C-Atomen und die Begleitelemente homogen verteilt sind. Bereits in diesem Temperaturbereich, und weiter unter der Arm Temperatur, wo sich proeutektoide Karbide, bevorzugt an den Korngrenzen des Austenits ausscheiden, wird mechanische Arbeit durch Walzen oder Schmieden zum Beispiel eingebracht. Im Austenitbereich wird die Struktur verfeinert, unter die Arm Temperatur wird zusätzlich die Bildung des unerwünschten, kontinuierlichen, proeutektoiden Karbidnetzwerks unterdrückt. Stattdessen bilden sich sphäroide Karbide an den Austenitkorngrenzen (günstigsten Stellen zur Keimbildung). Das Material wird teilweise in einem zweiten Behandlungsschritt leicht über der Ac1 Temperatur weichgeglüht, damit sich die lamellare Perlitstruktur auflöst, ohne aber dass sich die C-Atome homogen in den Austenit Körner verteilen. Beim Abkühlen aus einem solchen Zustand bilden sich sphäroide eutektoide Karbide eher als Perlit. Dies wird teilweise durch eine Umformung begleitet. Die thermische Behandlung mit Abkühlung wird Divorced Eutectoid Transformation (DET) genannt.
Aus der DE 10 2005 027 258 A1 ist ein dichtereduzierter hochkohlenstoffhaltiger oder UHC-Stahl bekannt, der neben Eisen und üblichen stahlbegleitenden Verunreinigungen die folgenden Legierungsbestandteile aufweist: 0,8 bis 2,5% C, 3,5 bis 15% Al, 0,5 bis 4% Cr, 0,01 bis 4% Si, bis zu 4% Ni, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W, sowie 0,1 bis 0,85 Sn, und 0 bis 3% an Ti, Be und/oder Ga.
Ein anwendungstechnisch besonders interessanter UHC-Stahl ist ein UHC-Leichtbaustahl der folgenden Zusammensetzung in Gew.%
C: 1 bis 1,6%
Al: 5 bis 10%
Cr: 0,5 bis 3%
Si: 0,01 bis 2,8%
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen
Dieser zeigt aufgrund seines hohen Al- und Si-Gehaltes eine gute Eignung im Leichtbau und zeigt andererseits aufgrund des hohen Al-Gehaltes auch sehr gute Eignung zur Warmumformung. Durch den hohen Al-Gehalt liegt eine vergleichsweise hohe Zunderbeständigkeit vor, so dass sich die Warmumformprozesse einfacher und mit höherer Qualität durchführen lassen.
Die bekannten thermischen bzw. thermomechanischen Behandlungen sind für den großtechnischen Einsatz teils kostenintensiv und für die Optimierung der UHC-Leichtbaustähle zu unspezifisch.
Es ist Aufgabe der Erfindung für einen UHC-Leichtbaustahl mit den wesentlichen Legierungselementen C: 1 bis 1,6%, Al: 5 bis 10%, Cr: 0,5 bis 3%, Si: 0,01 bis 2,8% ein kostengünstiges thermomechanisches Verfahren zur Einstellung eines superplastischen Gefüges bereit zu stellen.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch ein Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 1 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten

a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 200°C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (A_cm) liegt
b) Heißumformung mit einem Umformgrad > 1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 200°C unterhalb A₁ (A₁-Temperatur) liegt,
c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von A1 bis A₁ + 200°C und
d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb A₁,

Das erfindungsgemäße Verfahren bezieht sich auf UHC-Leichtbaustähle der Zusammensetzung in Gew.%
C: 1 bis 1,6
Al: 5 bis 10
Cr: 0,5 bis 3
Si: 0,01 bis 2,8
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen.
Bei diesem Stahl ist es von Bedeutung, dass der Al-Gehalt bei zunehmendem Si-Gehalt ebenfalls erhöht wird. Für das Al/Si-Verhältnis wird bevorzugt ein Wert zwischen 15 und 50 gewählt. Der UHC-Leichtbaustahl kann weitere stabilisierende Legierungselemente enthalten, die ausgewählt sind aus der Gruppe Nb, Ti, Mg und/oder N in einer Menge von 0,02 bis unterhalb 0,8 Gew.%. Ein besonders geeigneter UHC-Leichtbaustahl weist die folgende Zusammensetzung in Gew.% auf:
C: 1,2 bis 1,4%
Al: 5,5 bis 7.0%
Cr: 1 bis 2.0%
Si: 0,3 bis 0,6%
Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen.
In einer ersten Ausgestaltung der Erfindung gliedert sich der Prozess der thermomechanischen Nachbehandlung in die Verfahrensschritte:

a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 200°C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (A_cm) liegt
b) Heißumformung mit einem Umformgrad > 1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 200°C unterhalb A₁ (A₁-Temperatur) liegt,
c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von A₁ bis A₁ + 200°C und
d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb A1,

Die Temperaturverläufe der erfindungsgemäßen thermomechanischen Behandlung der UHC-Leichtbaustähle ist anhand von Abbildungen schematisch dargestellt.
Dabei zeigen
1 Temperaturverlauf zur Einstellung des superplastischen Gefüges bei der Warmumformung im oberen Temperaturband und
2 Temperaturverlauf zur Einstellung des superplastischen Gefüges bei der Warmumformung im unteren Temperaturband.
Für den erfindungsgemäßen Prozess ist es von besonderer Bedeutung, dass nach der Heißumformung im Schritt b) eine Warmumformung in einem Temperaturband oberhalb A₁ erfolgt, Schritt c). Das Temperaturband ist für den eingesetzten UHC-Leichtbaustahl auf 200°C ab der A₁-Temperatur festgelegt. Zu hohe Temperaturen und zu lange Verweilzeiten oberhalb A₁ führen zu einer Schädigung des Gefüges. Dabei können hier bereits geringe Abweichungen großen Einfluss auf die optimalen Warmumformbedingungen (Temperatur und Umformkräfte) der später durchzuführenden Warmumformung nach sich ziehen. Die Verweilzeit ist daher erfindungsgemäß auf unterhalb 2 Minuten begrenzt. Besonders bevorzugt liegt die Prozessdauer im oberen Temperaturband bei unter 1 min. Für die Einstellung des optimalen Gefüges ist dabei nicht nur der Temperaturbereich in den Verfahrensstufen a) und b) sondern auch der Grad der mechanischen Umformung von besonderer Bedeutung. Die Heißumformung (b) soll einen Umformgrad (φ) > 1,2 aufweisen. Der Stahl muss dabei während der Umformung auf Temperaturen deutlich unterhalb A₁ abkühlen. Die Abkühlrate muss mindestens einer Abkühlung durch Umgebungsluft entsprechen. Auch Abschrecken kann zweckmäßig sein. Umformgrade deutlich über φ > 1,2 können eingestellt werden, sind jedoch aus Kostengründen auf das erforderliche Mindestmaß zu begrenzen. Bevorzugt wird die Heißumformung mit einem Umformgrad von 1,2 bis 2 durchgeführt wird. Ein Bereich von φ = 1,3 bis 1,7 ist besonders zweckmäßig.
Der Umformgrad (φ) gibt dabei immer das Verhältnis der charakteristischen Abmessungen des Stahlteils unmittelbar vor und unmittelbar nach dem entsprechenden Umformschritt an. Beispielsweise ist bei runden Stahlteilen, die bei der Umformung eine Reduzierung des Durchmessers erfahren, die charakteristische Abmessung des Umformgrades die Querschnittsfläche (A). Bei quadratischen oder rechteckigen Stahlteilen, die zu Blechen ausgewalzt werden, wird als charakteristische Abmessung typischerweise die Höhe bzw. Dicke (h) herangezogen. Der Umformgrad (φ) ist das logarithmische Verhältnis von Anfangsabmessung zu Endabmessung, entsprechend φ = ln(A₀/A) oder φ = ln(h₀/h).
Von besonderer Bedeutung ist die Größe des Umformgrades im Schritt c). Da sich der Stahl hier bereits relativ zur Schmiedetemperatur auf vergleichsweise sehr niedrigem Temperaturniveau befindet sind die Umformkräfte sehr hoch. Der Prozessschritt ist demgemäß kostenintensiv und ist daher auf möglichst geringe Umformgrade zu beschränken.
Besonders bevorzugt wird die Warmumformung in dem oberen Temperaturband mit einem Umformgrad von 0,8 bis 1,5 durchgeführt.
Als Gesamtumformgrad aus den Verfahrensschritten b) und c) sind φ = 1,7 bis 2,5 bevorzugt
Der Prozessschritt c) wird erfindungsgemäß quasi-isotherm durchgeführt. Dies bedeutet, dass während der Umformung über das Stahlteil im Mittel eine gleich bleibende Temperatur herrscht, die sich nur um wenige °C ändert. Wird die Umformung in einer Walzstraße vorgenommen, so kann hierzu erforderlichenfalls zwischen mehreren aufeinander folgenden Stichen eine Zwischenwärmung erfolgen. Die isotherme Prozessführung ist für eine gleichmäßige Ausbildung des Gefüges erforderlich. Das obere Temperaturband wird bevorzugt auf A₁ + 50°C bis A₁ + 150°C eingeschränkt. Bei dieser thermomechanischen Behandlung wird die lamellare Perlitstruktur aufgelöst, ohne dass sich die C-Atome homogen in den Austenit-Körnern verteilen können. Durch diese thermomechanische Behandlung wird ein homogenes, vollständig sphäroidisiertes Gefüge erzeugt, das sowohl leicht unterhalb als auch leicht oberhalb der A_c1 Temperatur eine stark ausgeprägte Duktilität aufweist.
Die A₁-Temperaturen des UHC-Leichtbaustahls sind besonders durch die Legierungselemente Al und Si beeinflusst.
Beispielhafte A₁-Temperaturen und A_cm-Temperaturen in Klammern in Abhängigkeit der Legierungsgehalte Al und Si sind:
5% Al, 0% Si: 810°C
6,5% Al, 0% Si: 822°C (935°C)
10% Al, 0% Si: 950°C

7,0% Al, 0,2% Si: 900°C (1000°C)
6,5% Al, 0,4% Si: 865°C (980°C)
7,5% Al, 0,4% Si: 911°C (1020°C)

10% Al, 2% Si: 1150°C (1185°C).
Nach dem Prozessschritt c) ist in Schritt d) relativ langsam unterhalb A1 abzukühlen. Die Abkühlrate liegt bevorzugt unterhalb 20°C/min bis zum Erreichen einer Temperatur unterhalb A₁. Hierauf kann schnell abgekühlt werden, beispielsweise durch Luft-Abschreckung. Für die Prozessführung ist es von Vorteil, wenn die Heißumformung in derselben Umformanlage erfolgt. Besonders bevorzugt werden die Stähle in mehreren Stichen in derselben Walzanlage behandelt und erforderlichenfalls induktiv zwischengeheizt.
In einer Alternative zu der geschilderten Warmumformung in einem oberen Temperaturband ist es ebenso möglich den Stahl in einem unteren Temperaturband thermomechanisch zu behandeln und zu einem optimierten superplastischen Gefüge zu gelangen. Die Homogenisierungsbehandlung im Schritt a) ist die gleiche ändert sich gegenüber dem oben geschilderten Verfahren nicht. Auch bei Schritt b), der Heißumformung sind die gleichen Umformtemperaturverläufe und Umformgrade zu wählen. Am Ende des Prozessschrittes b), soll die Temperatur im Bereich von 50 bis 200°C unterhalb A1 (A1-Temperatur) liegen, um in den Bereich der Anfangstemperatur für den folgenden Warmumformschritt in einem unteren Temperaturband zu gelangen. Die Warmumformung c) erfolgt bei dieser Variante in einem unteren Temperaturband von A₁-100°C bis A₁. Aufgrund der geringeren Temperaturen treten hierbei höhere Umformkräfte auf als bei der ersten Variante der Warmumformung. Dagegen tritt bei der niedrigeren Temperatur die unerwünschte Diffusion der Kohlenstoffatome in den Austenit weniger in Erscheinung.
Nach der thermomechanischen Behandlung im unteren Temperaturband ist eine schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur mit Abkühlraten oberhalb 20 K/min durchzuführen (Schritt d). Erfindungswesentlich ist bei der Warmumformung im unteren Temperaturband ein höherer Mindest-Umformgrad als im oberen Temperaturband, der bei φ > 1,5, liegt. Bevorzugt sind Werte von φ = 1,7 bis 3 und besonders bevorzugt 1,7 bis 2,2. Als Gesamtumformgrad aus den Verfahrensschritten b) und c) sind hier φ = 2,7 bis 3 bevorzugt.
Für d) sind Abkühlraten oberhalb 20 K/min bis Raumtemperatur vorzusehen. Sobald die thermomechanische Behandlung abgeschlossen ist, kann das Stahl-Halbzeug auch abgeschreckt werden. Thermomechanische Spannungen aufgrund hoher Abkühlraten im Halbzeug sind dabei ohne Bedeutung, wenn als nachfolgender Umformprozess das Warmumformen bei superplastischen Temperaturen gewählt wird.
In beiden Prozessvarianten, mit Warmumformung im oberen oder im unteren Temperaturband wird ein superplastisches Gefüge eingestellt, das sich insbesondere durch die Kristallitgrößen der Phasen Ferrit und Karbid charakterisieren lässt. Bevorzugt liegt die mittlere Partikelgröße, bzw. der mittlere Partikeldurchmesser von Ferrit < 5 μm, von proeutektoiden Karbiden < 3 μm und von eutektoiden Karbiden < 1 μm. Der Volumenanteil der Karbidphasen liegt bevorzugt im Bereich von 15 bis 25% an feinen sphäroiden (eutektoiden) Karbiden und 20 bis 30% an gröberen sphäroiden (proeutektoiden) Karbiden.
Bevorzugt wird der Prozess in den Schritten b) und c) so gefahren, dass der Anteil an proeutektoiden Karbiden nur gering von demjenigen der eutektoiden Abweicht. Bevorzugt liegt das Verhältnis von proeutektoiden/eutektoiden Karbiden im Bereich von 0,8 bis 1,2.
Die Temperaturen der erfindungsgemäß angewendeten Warmumformung liegen deutlich unterhalb der üblichen Schmiedetemperaturen derartiger Stähle. Diese vergleichsweise geringeren Temperaturen haben einen bedeutenden Vorteil für die Umformwerkzeuge. Häufig können konventionelle Stahlwerkzeuge statt der sonst erforderlichen Hochtemperaturwerkzeuge eingesetzt werden.
Bei der Warmumformung werden so hohe Prozessgeschwindigkeiten eingestellt, dass die für superplastische Verformungen typischen extrem hohen Umformgrade nicht erreicht werden können. Vielmehr ist der Prozess auf niedrige und im Maschinenbau typische Umformgrade von Stählen optimiert, die bevorzugt oberhalb 2 liegen.
Für die UHC-Leichtbaustähle wird bei der Warmumformung bevorzugt bei einem Prozessdruck unterhalb von 150 bis 180 MPa und einer Umformgeschwindigkeit oder Formänderungsgeschwindigkeit (ε' = relative Längenänderung/Anfangslänge pro Zeiteinheit) oberhalb von 0,1/s gearbeitet. Das ist typischweise der 100 bis 1000-fache Wert, der für superplastische Stähle üblichen (Umformgeschwindigkeit von etwa 10^–3 bis 10^–5 s^–1) und liegt damit in einem Bereich, der industriegemäße Formgebungs-Zykluszeiten überhaupt erst zulässt. Die Auslegung des Prozesses kann auf geringen Prozessdruck oder auf hohe Umformgeschwindigkeiten optimiert werden, je nach gewähltem Umformverfahren oder Umformwerkzeug. Besonders bevorzugte Umformungsgeschwindigkeiten liegen oberhalb 0,5/s.
Werden UHC-Leichtbaustähle eingesetzt, die ein superplastisches Gefüge aufweisen sind auch unter den nicht superplastischen Bedingungen der Warmumformung sehr hohe Umformgrade erzielbar. Bevorzugt werden bei der Warmumformung Dehnungen des Stahl-Halbzeugs im Bereich von 50 bis 300% durchgeführt.
Die UHC-Leichtbaustähle werden bevorzugt für die Fertigung von Fahrwerksbauteilen, Getriebeteilen, Zahnrädern oder Leichtbaupleuel für Kraftfahrzeuge eingesetzt.

Claims

Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 1 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 200°C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (A_cm) liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad > 1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 200°C unterhalb A₁ (A₁-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von A1 bis A₁ + 200°C und d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb A₁, wobei die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt und die Verweilzeit des Stahls bei der Warmumformtemperatur unterhalb 2 min liegt und die Warmumformung im Schritt c) unmittelbar auf die Heißumformung in derselben Umformanlage erfolgt dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung in dem oberen Temperaturband mit einem Umformgrad von 0,8 bis 1,5 geführt wird.