[0001] Die Erfindung betrifft einen Edelbaustahl mit hoher Festigkeit und einem Gefüge,
das zu mindestens 80 Vol.-% aus Bainit besteht.
[0002] Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Schmiedeteil, das aus einem solchen Edelbaustahl
hergestellt ist.
[0003] Schließlich betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedebauteils
aus einem erfindungsgemäßen Edelbaustahl.
[0004] Wenn nachfolgend "%"-Angaben zu Legierungen oder Stahlzusammensetzungen gemacht werden,
so beziehen diese sich jeweils auf das Gewicht, soweit nichts ausdrücklich anderes
angegeben ist.
[0005] Sämtlich der im vorliegenden Text angegebenen mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Stahls und der gegebenenfalls zum Vergleich angeführten Stähle sind, soweit nicht
anders angegeben, nach DIN EN ISO 6892-1 bestimmt worden.
[0006] Wie von Dipl.-Ing.
Christoph Keul et al. im Artikel "Entwicklung eines hochfesten duktilen bainitischen
(HDB) Stahls für hochbeanspruchte Schmiedebauteile", erschienen im Schmiede-Journal,
Ausgabe September 2010, herausgegeben vom Industrieverband Massivumformung e.V., berichtet, besteht speziell
in der Schmiedeindustrie die Forderung nach Stahlwerkstoffkonzepten, die die Möglichkeit
bieten, eine hohe Festigkeit und Zähigkeit bei gleichzeitig verkürzter Prozesskette
ihrer Herstellung zu realisieren. Weiter heißt es in dem Artikel, dass sich dazu als
vielversprechend Werkstoffe mit einem bainitischen Gefüge herausgestellt haben, bei
denen gute Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften ohne die Notwendigkeit einer zusätzlichen
Wärmebehandlung vereint werden, die durch Zugfestigkeiten von mehr als 1200 MPa, eine
Streckgrenze von mehr 850 MPa und eine Bruchdehnung von mehr 10 % bei einer Kerbschlagarbeit
von 27 J bei Raumtemperatur gekennzeichnet sind. Als Beispiel für Legierungskonzepte,
die solche Eigenschaften bieten, werden in dem Artikel ein Stahl mit (in Gew.-%) 0,18
% C, 1,53 % Si, 1,47 % Mn 0,007 % S, 1,30 % Cr, 0,07 % Mo, 0,0020 % B, 0,027 % Nb,
0,026 % Ti, 0,0080 % N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sowie ein Stahl
mit 0,22 % C, 1,47 % Si, 1,50 % Mn, 0,006 % S, 1,31 % Cr, 0,09 % Mo, 0,0025 % B, 0,035
% Nb, 0,026 % Ti, 0,0108 % N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen vorgestellt.
[0007] Eine andere Entwicklung, welche ebenfalls auf einen Stahl zur Herstellung von Gesenkschmiedeteilen
abzielt, die ohne eine zusätzliche Wärmebehandlung eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig
hoher Zähigkeit besitzen, ist in der
EP 1 546 426 B1 beschrieben. Der aus dieser Patentschrift bekannte Stahl enthält (in Gew.-%) 0,12
- 0,45 % C, 0,10 - 1,00 % Si, 0,50 - 1,95 % Mn, 0,005 - 0,060 % S, jeweils 0,004 -
0,050 % Al und Ti, jeweils bis zu 0,60 % Cr, Ni, Co, W, Mo und Cu, bis zu 0,01 % B,
bis zu 0,050 % Nb, 0,10 - 0,40 % V, 0,015 - 0,04 % N und als Rest Eisen und unvermeidbare
Verunreinigungen mit den Maßgaben, dass das Produkt aus den V- und N-Gehalten des
Stahls 0,0021 - 0,0120 beträgt, dass der S-Gehalt %S, der Al-Gehalt %Al, der Nb-Gehalt
%Nb und der Ti-Gehalt %Ti, die Bedingung 1,6 x %S + 1,5 x %AI + 2,4 x %Nb + 1,2 x
%Ti = 0,040 - 0,080 % und der Mn-Gehalt %Mn, der Cr-Gehalt %Cr, der Ni-Gehalt %Ni,
der Cu-Gehalt %C und der Mo-Gehalt %Mo die Bedingung 1,2 x %Mn + 1,4 x %Cr + 1,0 x
%Ni + 1,1 x %Cu + 1,8 x %Mo = 1,00 - 3,50 % erfüllen.
[0008] Als wesentlich wird dabei angesehen, dass die notwendige Zähigkeitsverbesserung durch
eine Absenkung des Kohlenstoffgehaltes im Stahl erreicht wird. Der nach dem Stand
der Technik damit prinzipiell einhergehende Festigkeitsverlust wird durch die übrigen
Legierungselemente ausgeglichen, deren Gehalte so abgestimmt sind, dass es zur Verfestigung
durch Mischkristallbildung kommt.
[0009] Des Weiteren ist aus der
DE 697 28 076 T2 (
EP 0 787 812 B1) ein Herstellungsverfahren eines Stahlschmiedestücks bekannt, bei dem ein Stahl mit
(in Gew.-%) 0,1 - 0,4 % C, 1 - 1,8 % Mn, 0,15 - 1,7 % Si, bis zu 1 % Ni, bis zu 1,2
% Cr, bis zu 0,3 % Mo, bis zu 0,3 % V, bis zu 0,35 % Cu sowie jeweils optional 0,005
- 0,06 % Al, 0,0005 - 0,01 % B, 0,005 - 0,03 % Ti, 0,005 % - 0,06 % Nb, 0,005 - 0,1
% S, bis zu 0,006 % Calcium, bis zu 0,03 % Te, bis zu 0,05 % Se, bis zu 0,05 % Bi
und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen zu einem Halbzeug vergossen
wird, dass dann in konventioneller Weise zu einem Schmiedeteil warmgeschmiedet wird.
Anschließend wird das Schmiedeteil einer Wärmebehandlung unterzogen, die eine mit
einer Kühlgeschwindigkeit Vr von mehr als 0,5 °C/s ablaufende Abkühlung von einer
Temperatur, bei der der Stahl austenitisch ist, bis auf eine Temperatur Tm umfasst,
die zwischen Ms +100 °C und Ms -20 °C liegt. Das Schmiedeteil wird dann über mindestens
zwei Minuten bei einer Temperatur gehalten, die zwischen der Temperatur Tm und einer
Temperatur Tf liegt, für die gilt Tf > Tm -100 °C. Auf diesem Weg soll man ein Stahlbauteil
mit im Wesentlichen bainitischen Gefüge erhalten, das mindestens 15 % unteres Bainit
und vorzugsweise mindestens 20 % zwischen Tm und Tf gebildeten Bainit umfasst.
[0010] Praktische Versuche mit Stahlwerkstoffen der voranstehend erläuterten Art haben gezeigt,
dass derartige bainitische Stähle aufgrund ihrer Neigung zum Verzug und stark schwankenden
mechanischen Eigenschaften für Bauteile mit großen Querschnittsänderungen ungeeignet
sind.
[0011] Vor diesem Hintergrund bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl zu schaffen,
der eine hohe Festigkeit besitzt, ohne dass dazu aufwändige Wärmebehandlungsverfahren
absolviert werden müssen, der eine geringe Neigung zum Verzug hat und der als solcher
insbesondere für die schmiedetechnische Herstellung von Schmiedeteilen mit über ihre
Länge großen Querschnittsänderungen hat.
[0012] Ebenso sollte ein Schmiedeteil angegeben werden, das ohne aufwändige Wärmebehandlungsverfahren
eine optimale Eigenschaftskombination besitzt.
[0013] Schließlich sollte ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks vorgeschlagen
werden, das mit einfachen Mitteln die Erzeugung von Schmiedeteilen mit optimierter
Eigenschaftskombination ermöglicht.
[0014] In Bezug auf den Stahl hat die Erfindung die voranstehend genannte Aufgabe durch
den in Anspruch 1 angegebenen Edelbaustahl gelöst.
[0015] In Bezug auf das Schmiedebauteil besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend
genannten Aufgabe darin, dass ein solches Stahlbauteil aus einem erfindungsgemäßen
Stahl hergestellt ist.
[0016] In Bezug auf das Verfahren hat die Erfindung die oben genannte Aufgabe schließlich
dadurch gelöst, dass bei der Herstellung eines Schmiedebauteils die in Anspruch 13
genannten Arbeitsschritte durchlaufen werden.
[0017] Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben
und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
[0018] Ein erfindungsgemäßer Edelbaustahl besitzt bei einer Streckgrenze von mindestens
750 MPa und einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und ein zu mindestens 80 Vol.-%
bainitisches Gefüge, wobei die verbleibenden 20 Vol.-% des Gefüges Restaustenit, Ferrit,
Perlit oder Martensit sein können.
[0019] Dabei zeichnet sich der erfindungsgemäß Stahl durch eine hohe Bruchdehnung A von
mindestens 10 %, insbesondere mindestens 12 %, aus, wobei sich in der Praxis zeigt,
dass erfindungsgemäße Stähle regelmäßig eine Bruchdehnung A von mindestens 15 % erreichen.
[0020] Erfindungsgemäß besteht der Edelbaustahl dazu aus (in Gew.-%) bis zu 0,25 % C, bis
zu 1,5 % Si, insbesondere bis zu 1 % Si oder bis zu 0,45 % Si, 0,20 - 2,00 % Mn, bis
zu 4,00 % Cr, 0,7 - 3,0 % Mo, 0,004 - 0,020 % N, bis zu 0,40 % S, 0,001 - 0,035 %
Al, 0,0005 - 0,0025 % B, bis zu 0,015 % Nb, bis zu 0,01 % Ti, bis zu 0,50 % V, bis
zu 1,5 % Ni, bis zu 2,0 % Cu und als Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen,
wobei der Al-Gehalt %Al, der Nb-Gehalt %Nb, der Ti-Gehalt %Ti, der V-Gehalt %V und
der N-Gehalt %N des Edelbaustahls jeweils folgende Bedingung erfüllen:
%Al/27 + %Nb/45 + %Ti/48 + %V/25 > %N/3,75
[0021] Zu den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen gehören alle Elemente,
die in Bezug auf die hier interessierenden Eigenschaften legierungstechnisch unwirksamen
Mengen vorhanden sind und aufgrund der jeweils gewählten Erschmelzungsroute oder das
jeweils gewählte Ausgangsmaterial (Schrott) in den Stahl gelangen. Insbesondere gehören
zu den unvermeidbaren Verunreinigungen auch Gehalte an P von bis zu 0,0035 Gew.-%.
[0022] Ein erfindungsgemäßer Stahl und die daraus hergestellten Schmiedebauteile zeichnen
sich selbst dann durch eine besonders gleichmäßige Eigenschaftsverteilung aus, wenn
aufgrund wechselnder Bauteilabmessungen bei der Abkühlung aus der Schmiedehitze über
das Schmiedeteilvolumen betrachtet lokal stark unterschiedliche Abkühlbedingungen
herrschen. Diese Unempfindlichkeit gegen die Abkühlbedingungen wird dadurch erreicht,
dass der erfindungsgemäße Edelbaustahl ein homogenes, weitestgehend ausschließlich
bainitisches Gefüge mit geringer Varianz der Härte besitzt. Dieser homogene Gefügezustand
beinhaltet gleichzeitig geringe Eigenspannungen, was sich positiv auf das Verzugsverhalten
auswirkt.
[0023] Dementsprechend ist erfindungsgemäßer Stahl insbesondere zur Herstellung von geschmiedeten
Bauteilen geeignet, bei denen Abschnitte mit stark unterschiedlichen Volumina und
Durchmesser aneinander stoßen. Beispiele für solche Schmiedestücke, für deren schmiedetechnische
Herstellung sich der erfindungsgemäße Stahl besonders eignet, sind Kurbelwellen, Pleuel
und desgleichen, die insbesondere für Verbrennungsmotoren bestimmt sind.
[0024] Des Weiteren können aus erfindungsgemäßem Stahl Teile im Bereich des Fahrwerks und
der Radaufhängung mit stark unterschiedlichen Querschnitten ohne große anschließende
Nachbearbeitung durch Schleifen unter Einhaltung der vorgegebenen Festigkeitseigenschaften
prozesssicher hergestellt werden.
[0025] Wie anhand des als Fig. 1 beigefügten ZTU-Schaubilds eines erfindungsgemäßen Stahls
nachvollziehbar, bedeutet dies aus werkstofftechnischer Sicht, dass bei einem erfindungsgemäßen
Edelbaustahl ein besonders weites Fenster zur Bainitisierung genutzt werden kann,
wenn der erfindungsgemäße Edelbaustahl aus der Schmiedehitze kontinuierlich abgekühlt
wird. Die Legierung des erfindungsgemäßen Edelbaustahls ist dabei so gewählt, dass
im Zuge der Abkühlung keine seine Eigenschaften beeinflussenden Mengen an Martensit
oder Ferrit bzw. Perlit im Gefüge entstehen. Erfindungsgemäßer Edelbaustahl zeichnet
sich somit dadurch aus, dass er ein vorwiegend, d.h. zu mindestens 80 Vol.-% bainitsches
Gefüge besitzt, wobei der Gehalt an nicht bainitschen Gefügebestandteilen in erfindungsgemäßen
Stählen typischerweise so stark minimiert ist, dass der erfindungsgemäße Stahl ein
im technischen Sinne vollständig bainitisches Gefüge besitzt.
[0026] Hierbei stellt sich beim erfindungsgemäßen Edelbaustahl weitestgehend unabhängig
von der Abkühlgeschwindigkeit im Bainit eine nahezu konstante Härte ein. Die konstante
Härte ist eine Folge der nahezu vollständigen Umwandlung des ehemaligen Austenits
in Bainit, bevorzugt in eine bainitische Umwandlungsstufe.
[0027] Durch die Begrenzung des C-Gehalts auf höchstens 0,25 Gew.-% wird einerseits erreicht,
dass ein erfindungsgemäßer Edelbaustahl trotz seiner maximierten Festigkeit gute Dehnungs-
und Zähigkeitseigenschaften besitzt. Der geringe C-Gehalt trägt bei einem erfindungsgemäßen
Stahl auch zur Beschleunigung der Bainitumwandlung bei, so dass die Entstehung von
unerwünschten Gefügebestandteilen vermieden wird.
[0028] Gleichzeitig kann eine gewisse Menge an Kohlenstoff im erfindungsgemäßen Edelbaustahl
aber auch zur Festigkeit beitragen. Hierzu können Gehalte von mindestens 0,09 Gew.-%
C im Stahl vorgesehen werden. Eine optimierte Wirkung der Anwesenheit von C im erfindungsgemäßen
Stahl kann somit dadurch erreicht werden, dass der C-Gehalt auf 0,09 - 0,25 Gew.-%
eingestellt wird.
[0029] Der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf 1,5 Gew.-%, insbesondere 1 Gew.-%
oder 0,75 Gew.-%, beschränkt, um die Bainitumwandlung möglichst früh ablaufen zu lassen.
Um diesen Effekt besonders sicher zu erreichen, kann der Si-Gehalt auch auf höchstens
0,45 Gew.-% beschränkt werden.
[0030] Mo ist im erfindungsgemäßen Edelbaustahl in Gehalten von 0,6 - 3,0 Gew.-% vorhanden,
um die Umwandlung des Gefüges in Ferrit oder Perlit zu verzögern. Diese Wirkung tritt
insbesondere dann ein, wenn mindestens 0,7 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,70 Gew.-%
Mo, im Stahl vorhanden sind. Bei Gehalten von mehr als 3,0 Gew.-% tritt im erfindungsgemäßen
Stahl keine wirtschaftlich vertretbare weitere Steigerung der positiven Wirkung von
Mo mehr ein. Außerdem besteht oberhalb 3,0 Gew.-% Mo die Gefahr der Bildung einer
molybdänreichen Karbidphase, welche die Zähigkeitseigenschaften negativ beeinflussen
kann. Optimale Wirkungen von Mo im erfindungsgemäßen Stahl können erwartet werden,
wenn der Mo-Gehalt mindestens 0,7 Gew.-% beträgt. Als besonders effektiv haben sich
dabei Mo-Gehalte von höchstens 2,0 Gew.-% erwiesen.
[0031] Mangan ist in Gehalten von 0,20 - 2,00 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden,
um die Zugfestigkeit und Streckgrenze einzustellen. Ein Mindestgehalt von 0,20 Gew.-%
Mn ist erforderlich, damit es zu einer Festigkeitssteigerung kommt. Soll dieser Effekt
besonders sicher erreicht werden, so kann ein Mn-Gehalt von mindestens 0,35 Gew.-%
vorgesehen werden. Zu hohe Mn-Gehalte führen zur Verzögerung der Bainitumwandlung
und damit zu einer überwiegend martensitischen Umwandlung. Daher ist der Mn-Gehalt
auf höchstens 2,00 Gew.-%, insbesondere 1,5 Gew.-%, beschränkt. Negative Einflüsse
der Anwesenheit von Mn lassen sich besonders sicher vermeiden, indem der Mn-Gehalt
beim erfindungsgemäßen Stahl auf maximal 1,1 Gew.-% beschränkt wird.
[0032] Der Schwefelgehalt eines erfindungsgemäßen Stahls kann bis zu 0,4 Gew.-%, insbesondere
max. 0,1 Gew.-% oder max. 0,05 Gew.-% betragen, um die Zerspanbarkeit des Stahls zu
unterstützen.
[0033] Die legierungstechnische Feinjustierung in Bezug auf die mechanischen Eigenschaften
und die Gefügebeschaffenheit eines erfindungsgemäßen Edelbaustahls erfolgt nach dem
erfindungsgemäßen Legierungskonzept über eine kombinierte Mikrolegierung aus den Elementen
Bor in Gehalten von 0,0005 - 0,0025 Gew.-%, Stickstoff in Gehalten von 0,004 - 0,020
Gew.-%, insbesondere mindestens 0,006 Gew.-% N oder bis zu 0,0150 Gew.-% N, Aluminium
in Gehalten von 0,001 - 0,035 Gew.-% sowie Niob in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%,
Titan in Gehalten von bis 0,01 Gew.-% und Vanadium in Gehalten von bis zu 0,10 Gew.-%.
[0034] Die Gehalte %Al, %Nb, %Ti, %V und %N an Al, Nb, Ti, V und N sind dabei über die Bedingung
%Al/27 + %Nb/45 + %Ti/48 + %V/25 > %N/3,75
miteinander so verknüpft, dass der im Edelbaustahl enthaltene Stickstoff über die
jeweils vorhandenen Gehalte an Al sowie die erforderlichenfalls zusätzlich zugegebenen
Gehalte an Nb, Ti und V vollständig abgebunden ist und Bor somit umwandlungsverzögernd
wirken kann. Gleichzeitig tragen die erfindungsgemäß vorgesehenen und aufeinander
sowie den N-Gehalt abgestimmten Gehalte an Mikroelementen zur Erhöhung der Feinkornstabilität
und Festigkeit bei.
[0035] Die erfindungsgemäße Abbindung von N ermöglicht darüber hinaus, dass Bor als gelöstes
Element in der Matrix wirksam wird und die Bildung von Ferrit und oder Perlit unterdrückt.
[0036] Um die Vorteile der Anwesenheit der Mikrolegierungselemente und von Aluminium sicher
zu nutzen, kann es zweckmäßig sein, den Al-Gehalt auf mindestens 0,004 Gew.-%, den
Ti-Gehalt auf mindestens 0,001 Gew.-%, den V-Gehalt auf mindestens 0,02 Gew.-% oder
den Nb-Gehalt auf mindestens 0,003 Gew.-% einzustellen. Dabei können die Mikrolegierungselemente
V, Ti, Nb einerseits und Al andererseits jeweils in Kombination mit einem oder mehreren
Elementen der Gruppe "Al, V, Ti, Nb" oder alleine in oberhalb der genannten Mindestgehalte
liegenden Mengen vorhanden sein.
[0037] Bei Gehalten von bis zu 0,008 Gew.-% Ti, von bis zu 0,01 Gew.-% Nb, von bis zu 0,075
Gew.-% V oder von bis zu 0,020 Gew.-% Al lassen sich die Wirkungen dieser Elemente
im erfindungsgemäßen Baustahl besonders wirksam nutzen. Gleichzeitig führen die gebildeten
Nitride bzw. Karbonitride zu einem Anstieg der Festigkeit und tragen zur Feinkornstabilität
bei. Auch hier können die genannten Obergrenzen der Gehalte an Ti, Nb, V oder Al jeweils
alleine oder in Kombination miteinander eingehalten werden, um die jeweils optimale
Wirkung des betreffenden Legierungselements zu erzielen.
[0038] Optional vorhandene Gehalte an Cr von bis zu 4,00 Gew.-%, insbesondere bis zu 3 Gew.-%
oder bis zu 2,5 Gew.-%, tragen zur Härtbarkeit und Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäßen
Stahls bei. Hierzu können beispielsweise mindestens 0,5 Gew.-% oder mindestens 0,8
Gew.-% Cr vorgesehen sein.
[0039] Ebenso optional vorhandene Gehalte an Ni von bis zu 1,5 Gew.-% können ebenfalls zur
Härtbarkeit des Stahls beitragen.
[0040] Zu den über das Ausgangsmaterial in den erfindungsgemäßen Stahl gelangenden oder
gezielt zugegebenen Legierungselementen gehört auch Cu, dessen Gehalt zur Vermeidung
von negativen Einflüssen im erfindungsgemäßen Stahl auf max. 2,0 Gew.-% begrenzt ist.
Eine positive Wirkung der optionalen Anwesenheit von Kupfer in der Legierung eines
erfindungsgemäßen Baustahls besteht in der Ausbildung von feinsten Restaustenitfilmen
und der damit einhergehenden deutlichen Anhebung des Zähigkeitsniveaus. Dieser Effekt
kann dadurch erzielt werden, dass mindestens 0,3 Gew.-% Cu, insbesondere mehr als
0,3 Gew.-% Cu, im erfindungsgemäßen Baustahl vorhanden sind. Indem der Cu-Gehalt auf
höchstens 0,9 Gew.-% beschränkt wird, kann eine optimierte positive Wirkung des Kupfergehalts
erzielt werden.
[0041] Wird erfindungsgemäßer Stahl auf für eine Warmumformung typische Wärmetemperaturen
von mindestens 100 °C oberhalb der jeweiligen Ac3-Temperatur liegende, insbesondere
mehr als 900 °C betragende Wärmetemperatur für die Warmverformung erwärmt, dann warmverformt
und schließlich geregelt oder ungeregelt an ruhender oder bewegter Luft auf eine Temperatur
von weniger als 200 °C, insbesondere auf Raumtemperatur, abgekühlt, so stellt sich
bei einer extrem weiten Spanne der Abkühlgeschwindigkeit nach der Umwandlung ein gleichmäßig
bainitisches Gefüge ein. Die Ac3-Temperatur des Stahls kann in an sich bekannter Weise
auf Grundlage seiner jeweiligen Zusammensetzung bestimmt werden. Die Obergrenze des
Bereichs der Wärmetemperatur beträgt typischerweise 1300 °C, insbesondere 1250 °C
oder 1200 °C.
[0042] Als Maß für die Spanne der Abkühlgeschwindigkeiten kann hier die t8/5-Zeit herangezogen
werden, also die Zeit, innerhalb der das jeweils warmgeformte Teil von 800 °C auf
500 °C abkühlt. Diese t8/5-Zeit soll bei der Abkühlung von aus erfindungsgemäßem Stahl
hergestellten Bauteilen bei 10 - 1000 s liegen.
[0043] Die jeweils konkret gewählte Abkühlzeit sollte in Abhängigkeit von der jeweiligen
Wärmetemperatur gewählt werden. Der Einfluss der Wärmetemperatur kann anhand des als
Fig. 2 beigefügten ZTU-Schaubilds nachvollzogen werden, in dem für die Wärmetemperaturen
900 °C (durchgezogene Linie), 1100 °C (gestrichelte Linie) und 1300 °C (punktierte
Linie) die jeweilige Lage des jeweiligen Bainitgebiets über der Abkühlzeit dargestellt
ist. Demnach sollten bei niedrigen Wärmetemperaturen von 900 °C kürzere t8/5-Zeiten
gewählt werden, um das gewünschte Bainitgefüge zu erreichen, wogegen bei höheren Wärmetemperaturen
die Abkühlung langsamer erfolgen kann. Eine hohe Sicherheit, dass bei der Abkühlung
von erfindungsgemäßem Stahl das Bainitgebiet unabhängig von der jeweiligen Wärmetemperatur
getroffen wird, besteht für erfindungsgemäße Stähle bei im Bereich von 900 - 1300
°C liegenden Wärmetemperaturen demnach dann, wenn die t8/5 Zeit 100 - 800 s beträgt.
[0044] Das erfindungsgemäße Legierungskonzept lässt somit hohe Warmformtemperaturen von
mehr als 1150 °C zu, wodurch sich die Umformkräfte bei der Warmformgebung vermindern
lassen, ohne dass ein unerwünschtes Kornwachstum eintritt.
[0045] Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Schmiedestücken mit einer Streckgrenze
von mindestens 750 MPa und einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa sowie einem
zu mindestens 80 Vol.-% bainitischem Gefüge, das in Summe bis zu 20 Vol.-% Restaustenit,
Ferrit, Perlit oder Martensit enthalten kann, umfasst dementsprechend folgende Arbeitsschritte:
- a) Bereitstellen eines Schmiedehalbzeugs, das aus einem in der voranstehend erläuterten
Weise erfindungsgemäß zusammengesetzten Edelbaustahl besteht;
- b) Erwärmen des Schmiedehalbzeugs auf eine Schmiedetemperatur von mindestens 100 °C
über der Ac3-Temperatur des jeweiligen Edelbaustahls, wobei die Ac3-Temperatur in
konventioneller Weise in Abhängigkeit von der jeweiligen Zusammensetzung des Edelbaustahls
bestimmt wird;
- c) Schmieden des auf die Schmiedetemperatur erwärmten Schmiedehalbzeugs zu dem Schmiedestück;
- d) Abkühlen des Schmiedestücks aus der Schmiedehitze auf eine unterhalb von 500 °C
liegende Temperatur, wobei die t8/5-Zeit bei der Abkühlung 10 - 1000 s beträgt.
[0046] Zur Verminderung der Umformkräfte kann es sich auch im Zuge des erfindungsgemäßen
Verfahrens im Hinblick auf eine Minimierung der erforderlichen Schmiedekräfte als
vorteilhaft erweisen, wenn das jeweils den Ausgangspunkt der Schmiedeverformung bildende
Halbzeug für das Schmieden auf eine Schmiedetemperatur von mehr als 1150 °C erwärmt
wird.
[0047] Eine weitere Einstellung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Festigkeit
und Zähigkeit, der aus erfindungsgemäßem Stahl warmgeformten, insbesondere geschmiedeten
Bauteile kann mittels einer Anlassbehandlung erfolgen, bei der das jeweilige Teil
über eine Anlassdauer von 0,5 - 2 h im Temperaturintervall von 180 - 375 °C gehalten
wird.
[0048] In der Praxis lassen sich beim erfindungsgemäßen Stahl zuverlässig Zugfestigkeiten
von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze von mindestens 750 MPa, und eine Bruchdehnung
A von mindestens 15 %, wobei sich in der Praxis zeigt, dass regelmäßig sogar noch
höhere Dehnwerte A von mindestens 17 % erreicht werden. Diese Eigenschaftkombination
bei aus erfindungsgemäßem Stahl bestehenden Schmiedestücken insbesondere dann vor,
wenn sie in der erfindungsgemäßen Weise erzeugt worden sind.
[0049] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
[0050] Es wurden erfindungsgemäße Stahlschmelzen E1 - E6 und eine Vergleichsschmelze V1
mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen und zu Halbzeugen vergossen,
bei denen es sich um Blöcke handelte, wie sie üblicherweise für die schmiedetechnische
Weiterverarbeitung zur Verfügung gestellt werden.
[0051] Die Halbzeuge sind für eine Schmiedeverformung auf eine Wärmtemperatur Tw durcherwärmt,
anschließend in konventioneller Weise durch Gesenkschmieden zu Schmiedestücken warmumgeformt
und dann an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Bei einigen der erhaltenen Schmiedeteile
ist anschließend eine Anlassbehandlung durchgeführt worden.
[0052] In Tabelle 2 sind die bei den Beispielen angewendeten Wärmetemperaturen Tw, die jeweils
für den Durchlauf des kritischen Temperaturbereichs von 800 - 500 °C benötigte t8/5-Zeit,
die Temperatur und Dauer der Anlassbehandlung, sofern eine solche durchgeführt worden
ist, sowie der Bainitanteil im Gefüge, die Zugfestigkeit Rm, die Streckgrenze Re,
die Dehnung A und die Kerbschlagarbeit W des nach dem Schmieden erhaltenen Schmiedestücks
angegeben.
[0053] Die Beispiele zeigen, dass sich bei Einhaltung der erfindungsgemäßen Vorgaben Schmiedestücke
herstellen lassen, die es erlauben, die bei ihrer Erzeugung eingestellten Betriebsparameter
über eine große Bandbreite zu variieren und dabei zuverlässig warmgeformte Bauteile
mit optimierten mechanischen Eigenschaften zu erhalten.
Tabelle 1
Stahl |
C |
Si |
Mn |
Cr |
Mo |
N |
S |
Al |
B |
Nb |
Ti |
V |
Ni |
Cu |
P |
(1) |
(2) |
(1)>(2) |
E1 |
0,13 |
0,4 |
0,55 |
2,37 |
1,04 |
0,0069 |
0,003 |
0,015 |
0,0012 |
0,003 |
0,002 |
0,03 |
0,24 |
0,19 |
0,019 |
0,006864 |
0,00184 |
JA |
E2 |
0,17 |
0,25 |
0,72 |
2,05 |
0,71 |
0,0100 |
0,005 |
0,020 |
0,0012 |
0,021 |
0,001 |
0,10 |
0,24 |
0,23 |
0,021 |
0,005228 |
0,002667 |
JA |
E3 |
0,17 |
0,24 |
0,90 |
1,72 |
0,74 |
0,0082 |
0,003 |
0,031 |
0,0008 |
0,007 |
0,001 |
0,03 |
0,22 |
0,62 |
0,017 |
0,002525 |
0,002187 |
JA |
E4 |
0,23 |
0,27 |
0,43 |
1,23 |
0,77 |
0,0076 |
0,034 |
0,017 |
0,0013 |
0,003 |
0,001 |
0,04 |
0,17 |
0,21 |
0,017 |
0,002317 |
0,002027 |
JA |
E5 |
0,16 |
0,73 |
1,49 |
0,94 |
0,78 |
0,0077 |
0,004 |
0,027 |
0,0013 |
0,003 |
0,001 |
0,06 |
0,21 |
0,17 |
0,016 |
0,003488 |
0,002050 |
JA |
E6 |
0,19 |
0,67 |
0,89 |
1,47 |
0,79 |
0,0092 |
0,005 |
0,035 |
0,0012 |
0,003 |
0,001 |
0,03 |
0,22 |
0,13 |
0,020 |
0,002584 |
0,002453 |
JA |
V1 |
0,24 |
0,10 |
1,50 |
2,00 |
0,03 |
0,0100 |
0,002 |
0,023 |
- |
0,020 |
0,015 |
0,02 |
0,40 |
0,50 |
0,018 |
0,002409 |
0,002667 |
NEIN |
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
(1): %Al/27 + %Nb/45 + %Ti/48 + %V/25
(2): %N/3,75 |
Tabelle 2
Stahl |
Tw |
t8/5 |
Anlassbehandlung |
Bainitanteil im Gefüge |
Rm |
Re |
A |
Erfindungsgemäß? |
[°C] |
[s] |
[°C],[h] |
[Vol.-%] |
[MPa] |
[MPa] |
[%] |
E1 |
1050 |
320 |
ohne |
>97 % |
965 |
763 |
22 |
JA |
E2 |
1080 |
580 |
ohne |
>97 % |
1225 |
972 |
17 |
JA |
E3 |
1080 |
640 |
ohne |
>97 % |
1174 |
840 |
25 |
JA |
E4 |
1150 |
500 |
300 °C, 1,5 h |
>97 % |
1192 |
1034 |
24 |
JA |
E5 |
950 |
100 |
ohne |
>97 % |
1353 |
1112 |
24 |
JA |
E6 |
950 |
200 |
ohne |
>97 % |
1367 |
1167 |
22 |
JA |
V1 |
1075 |
500 |
ohne |
75 % (Rest MS) |
1352 |
897 |
8 |
NEIN |
1. Edelbaustahl mit einer Streckgrenze von mindestens 750 MPa, einer Zugfestigkeit von
mindestens 950 MPa und einem Gefüge, das zu mindestens 80 Vol.-% aus Bainit besteht
und in Summe höchstens 20 Vol.-% an Restaustenit, Ferrit, Perlit und/oder Martensit
aufweist, wobei der Stahl aus (in Gew.-%)
C: |
0 |
- |
0,25 %, |
Si: |
0 |
- |
1,5 %, |
Mn: |
0,20 |
- |
2,00 %, |
Cr: |
0 |
- |
4,00 %, |
Mo: |
0,6 |
- |
3,0 %, |
N: |
0,004 |
- |
0,020 %, |
S: |
0 |
- |
0,40 %, |
Al: |
0,001 |
- |
0,035 %, |
B: |
0,0005 |
- |
0,0025 %, |
Nb: |
0 |
- |
0,015 %, |
Ti: |
0 |
- |
0,01 %, |
V: |
0 |
- |
0,10 %, |
Ni: |
0 |
- |
1,5 %, |
Cu: |
0 |
- |
2,0 %, |
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen,
besteht und
der Al-Gehalt %Al, der Nb-Gehalt %Nb, der Ti-Gehalt %Ti, der V-Gehalt %V und der N-Gehalt
%N des Edelbaustahls jeweils folgende Bedingung erfüllen:
%Al/27 + %Nb/45 + %Ti/48 + %V/25 > %N/3,75
2. Edelbaustahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, d a s s sein C-Gehalt mindestens 0,09 Gew.-% beträgt.
3. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt mindestens 0,004 Gew.-% beträgt.
4. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt höchstens 0,020 Gew.-% beträgt.
5. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt mindestens 0,003 Gew.-% beträgt.
6. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt höchstens 0,01 Gew.-% beträgt.
7. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt mindestens 0,001 Gew.-% beträgt.
8. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt höchstens 0,008 Gew.-% beträgt.
9. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein V-Gehalt mindestens 0,02 Gew.-% beträgt.
10. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein V-Gehalt höchstens 0,075 Gew.-% beträgt.
11. Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Bruchdehnung A mindestens 10 % beträgt.
12. Schmiedestück bestehend aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche beschaffenen
Stahl.
13. Verfahren zum Herstellen eines Schmiedestücks mit einer Streckgrenze von mindestens
750 MPa und einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem zu mindestens 80
Vol.-% bainitischem Gefüge, wobei die verbleibenden maximal 20 Vol.-% sonstigen Gefügeanteile
Restaustenit, Ferrit, Perlit oder Martensit sein können, umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Bereitstellen eines Schmiedehalbzeugs, das aus einem gemäß einem der Ansprüche
1 - 10 zusammengesetzten Edelbaustahl besteht;
b) Erwärmen des Schmiedehalbzeugs auf eine Schmiedetemperatur von mindestens 100 °C
oberhalb der Ac3-Temperatur des Edelbaustahls;
c) Schmieden des auf die Schmiedetemperatur erwärmten Schmiedehalbzeugs zu dem Schmiedestück;
d) Abkühlen des Schmiedestücks aus der Schmiedehitze auf eine unterhalb von 200 °C
liegende Temperatur, wobei die t8/5-Zeit bei der Abkühlung 10 - 1000 s beträgt.
14. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmiedetemperatur mehr als 1150 °C beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmiedestück nach der Abkühlung eine Anlassbehandlung durchläuft, bei der es
über eine Anlassdauer von 0,5 - 2 h bei einer 180 - 375 °C betragenden Anlasstemperatur
gehalten wird.