STAHL, AUS EINEM SOLCHEN STAHL WARMGEWALZTES STAHLFLACHPRODUKT UND VERFAHREN ZU DESSEN HERSTELLUNG

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft einen für die Herstellung eines grafitfreien warmgewalzten Stahlflachprodukts geeigneten Stahl, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einem im ungehärteten Zustand grafitfreien Gefüge, das warmgewalzte Stahlflachprodukt im gehärteten Zustand, und ein Verfahren zur Herstellung solcher warmgewalzter Stahlflachprodukte.

[0002] Stähle dieser Art und daraus bestehende warmgewalzte Stahlflachprodukte werden zur Herstellung von gehärteten Maschinenbauteilen benötigt, die beispielweise in der Land-, Forst- und Holzwirtschaft eingesetzt werden und von denen ihrem Einsatzzweck entsprechend ausgezeichnete Dauerfestigkeiten, eine optimierte Härtbarkeit und eine hohe Beständigkeit gegen Risskorrosion verlangt werden.

[0003] Wenn hier von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, sind damit Walzprodukte, wie gewalzte Bänder und Bleche sowie daraus gewonnene Zuschnitte und Platinen gemeint, deren Breite und Länge jeweils wesentlich größer ist als ihre Dicke.

[0004] Wenn im vorliegenden Text im Zusammenhang mit Legierungsangaben Angaben in "%" oder "ppm" gemacht werden, so beziehen sich diese Angaben stets auf das Gewicht, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.

[0005] In der Land-, Forst- und Holzwirtschaft gewinnt die Standzeit der eingesetzten Verschleißteile in Folge von immer weiter steigenden Leistungs- und Verfügbarkeitsanforderungen zunehmend an Bedeutung. Ausfallzeiten durch Wechsel- und Instandhaltung sollen so kurz wie möglich sein, um eine maximale Verfügbarkeit der in der Regel kostspieligen Maschinen zu gewährleisten.

[0006] Ein besonderes Beanspruchungsprofil ergibt sich beispielsweise bei land- oder forstwirtschaftlichen Messern im Ernteeinsatz daraus, dass die Messer zwar grundsätzlich beispielsweise zum Schneiden von vergleichsweise weichem Schnittgut, wie Gras, dienen, beim Schnittvorgang jedoch auch auf relativ harte Teile, wie beispielsweise Steine, Wurzeln und desgleichen, treffen können. Wenn das Material des Messers hart und spröde ist, besteht die Gefahr eines Messerbruchs.

[0007] Dieselben Probleme ergeben sich bei Messern, die in Schneidwerken zum Schneiden, Zerkleinern oder Zerhäckseln von Gras, Stroh, Getreide, Ästen und anderen Pflanzen und Pflanzenteilen eingesetzt werden. Zu nennen sind hier insbesondere Schneidmesser für Kreiselmäher, Rotormesser, Futtermischwagenmesser, Strohhäckslermesser oder Unterflurhäckslermesser sowie die Teile von Pflug oder Egge, die bei Feldarbeit in den Boden eindringen, um das Erdreich zu zerkleinern oder umzuwälzen.

[0008] Häckslermesser für Stroh sind beispielsweise in der Praxis zwischen etwa 3 mm und 5 mm dick. Sie können sowohl komplett vergütet als auch nur örtlich randzonenvergütet ausgeführt sein. Andere Messer sind mindestens 1,3 mm dick, andere Verschleißteile, wie z.B. die bei Eggen zum Einsatz kommenden Bauteile, erreichen Dicken von bis zu 20 mm.

[0009] Der hohe abrasive Verschleiß, dem die aus Stählen der hier in Rede stehenden Art gefertigten Bauelemente ausgesetzt sind, resultiert hauptsächlich aus den im Einsatz auftretenden Stoß- und Reibbelastungen. Durch harte Gegenstände, die mit den verschleißfesten Stahlteilen in Kontakt geraten, werden kontinuierlich Oberflächensegmente abgetragen.

[0010] Das voranstehend erläuterte Belastungskollektiv verlangt nach einer hohen Härte des Stahls, aus dem die betreffenden Bauteile hergestellt sind. Allerdings muss oftmals auch eine ausreichende Zähigkeit eingestellt sein, um den im Betrieb auftretenden dynamischen Belastungen standhalten zu können. Hinzu kommen hohe Anforderungen an die Standzeit, die durch Dauerfestigkeitsuntersuchungen überprüft werden kann.

[0011] Weil während des Einsatzes korrosive Angriffe des Werkstoffes erfolgen können - wie Kontakt mit sauren oder basischen Medien (Böden oder Schneidgütern) -, spielt auch eine Empfindlichkeit für durch Wasserstoff induziertes Versagen eine maßgebliche Rolle. Die Neigung zu Wasserstoff induzierter Rissbildung kann anhand des für den Stahl zu ermittelnden Diffusionskoeffizienten beurteilt werden.

[0012] Schließlich muss ein Werkstoff der hier in Rede stehenden Art für eine komplexe Formgebung geeignet sein. So muss der Stahlwerkstoff durch unterschiedliche Trennverfahren vom das jeweilige Ausgangsprodukt bildenden jeweiligen warmgewalzten Stahlflachprodukt abgeteilt und in einem formgebenden Verfahren in die jeweils geforderte Form gebracht werden können und zudem vergütbar sein. Ebenso sollte er für weitere die Oberfläche schützende oder die Härte weiter steigernde Verfahren geeignet sein.

[0013] Im Stand der Technik sind unterschiedlichste Vorschläge für Stähle und Stahlflachprodukte gemacht worden, die diese Anforderungen erfüllen sollen.

[0014] In der DE 10 2010 050 499 B3 (WO 2012/062281 A1) ist beispielsweise die Verwendung eines warmumgeformten und pressgehärteten, verschleißfesten Stahlbauteils mit einer Härte zwischen 500 und 700 HB in Baumaschinen, Agrarmaschinen und Bergbaumaschinen vorgestellt worden. Dabei werden für die Herstellung solcher Stahlbauteile vier Stahllegierungen vorgeschlagen, die neben ihrem jeweiligen Hauptbestandteil Eisen unvermeidbare Verunreinigungen (in Gew.-%) Stahl 1: 0,2 - 0,4 % C, 0,3 - 0,8 % Si, 1,0 - 2,5 % Mn, max. 0,02 % P, max. 0,02 % S, max. 0,05 % AI, max. 2 % Cu, 0,1 - 0,5 % Cr, max. 2 % Ni, 0,1 - 1 % Mo, 0,001 - 0,01 % B, 0,01 - 1 % W, max. 0,05 % N, Stahl 2: 0,35 - 0,55 % C, 0,1 - 2,5 % Si, 0,3 - 2,5 % Mn, max. 0,05 % P, max. 0,01 % S, max. 0,08 % AI, max. 0,5 % Cu, 0,1 - 2,0 % Cr, max. 3,0 % Ni, max. 1,0 % Mo, max. 2,0 % Co, 0,001 - 0,005 % B, 0,01 - 0,08 % Nb, max. 0,4 % V, max. 0,02 % N, max. 0,2 % Ti, Stahl 3: 0,40 - 0,44 % C, 0,1 - 0,5 % Si, 0,5 - 1,2 % Mn, max. 0,02 % P, max. 0,005 % S, max. 0,05 % AI, max. 0,2 % Cu, 0,3 - 0,8 % Cr, 1,0 - 2,5 % Ni, 0,2 - 0,6 % Mo, 0,5 - 2,0 % Co, 0,0015 - 0,005 % B, 0,02 - 0,05 % Nb, max. 0,4 % V, max. 0,015 % N, 0,01 - 0,05 % Ti und Stahl 4: 0,42 - 0,45 % C, 0,30 - 0,40 % Si, 0,80 - 0,90 % Mn, max. 0,012 % P, max. 0,001 % S, 0,020 - 0,050 % Al, max. 0,10 % Cu, 0,50 - 0,60 % Cr, 2,00 - 2,20 % Ni, 0,45 - 0,59 % Mo, 0,90 - 1,10 % Co, 0,002 - 0,004 % B, max. 0,008 % N, 0,015 - 0,025 % Ti, max. 0,030 % Sn enthalten. Die Auswahl der vier Stähle ist dabei speziell darauf abgestellt, dass die Stahlbauteile mit Biegewinkeln von mehr als 5 Grad hergestellt werden. Hierdurch soll es insbesondere möglich sein, komplexe Geometrien von verschleißfesten Stahlbauteilen einzusetzen.

[0015] Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der JP 2000 328182 A ein Baustahl für Maschinenteile bekannt, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen die nachfolgend spezifizierten Gehalte an den nachfolgend aufgezählten Elementen enthält (in Gew.-%): 0,10 - 0,65 % C, 0,03 - 2,00 % Si, 0,30 - 2,50 % Mn, 0.015 - 0.35 % S, 0,005 - 0,060 % AI, 0,0005 - 0,0100 % B und 0,005 - 0,020 % N , mit der Maßgabe, dass 0,3 ≤ B/N ≤ 1,2, sowie aus 0,01 - 0.30 Pb und/oder 0.01 - 0.30 Bi und optional einem oder mehreren der folgenden Elemente besteht: Cr: 0,1 - 2,0 %, Mo: 0,05 - 1,00 %, Ni: 0,1 - 3,5 %, V: 0,01 - 0,50 %, Ti: 0,01 - 0,40 %, Nb: 0,01 - 0,30 %, Ca: 0,001 - 0,01 %. Der Stahl wird auf 1200 °C für 30 min. gehalten, warmgewalzt oder geschmiedet und an Luft abgekühlt. Aus dem Baustahl gefertigte Elemente lassen sich auf 850 °C erwärmen, härten und bei 600 °C anlassen.

[0016] Vor dem Hintergrund des Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, einen Stahl, ein Stahlflachprodukt sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitzustellen, die es erlauben, Produkte zu fertigen, die eine für die Anwendung im Bereich der Landwirtschaft, der Forstwirtschaft oder vergleichbaren Anwendungen optimierte Kombination aus Zähigkeit und Dauerfestigkeit besitzen.

[0017] Die Erfindung hat diese Aufgabe durch einen gemäß Anspruch 1 legierten Stahl, ein gemäß Anspruch 2 beschaffenes warmgewalztes Stahlflachprodukt und das gemäß Anspruch 8 ausgebildete Verfahren gelöst.

[0018] Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.

[0019] Ein erfindungsgemäßer Stahl besteht demnach aus (in Gew.-%

C:	0,4	- 0,7 %,
Si:	0,15	- 0,5%
Mn:	0,8	- 2,0%
Cr:	0,3	- 1,0 %,

wobei der Cr-Gehalt %Cr jeweils folgende Bedingung erfüllt:

        %Cr ≥ (%Ni + %Si + %Mn + %S + %AI)/5

mit %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%S: jeweiliger S-Gehalt des Stahls

%Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls

N:	0,0015 - 0.010 %
Ni:	0,04 - 2 %
Ti:	0,005 - 0,1 %
V:	0,0080 - 0,1 %
B:	0,0005 - 0,004 %
Ca:	0,0005 - 0,004 %
P:	≤ 0,030 %
S:	≤ 0,005 %
Al:	≤ 0,05 %
Cu:	≤ 0,1 %
Nb:	≤ 0,004 %
H:	≤ 0,0001 %
O:	≤ 0,0050 %

sowie optional Mo: 0,006 - 0,02 %,
und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen.

[0020] Kohlenstoff ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,4 - 0,7 Gew.-% vorhanden und wirkt in diesen Gehalten härte- und festigkeitssteigernd. Der Mindestgehalt von 0,4 % ist für eine ausreichende Grundhärte erforderlich. Um Beeinträchtigungen der Umformbarkeit durch einen zu hohen C-Gehalt zu vermeiden, kann der C-Gehalt auf 0,6 Gew.-% beschränkt werden, wobei eine optimale Walzbarkeit des Stahls gewährleistet werden kann, wenn der C-Gehalt 0,55 Gew.-% nicht überschreitet. Die positive Wirkung der Anwesenheit von Kohlenstoff im erfindungsgemäßen Stahl kann dann besonders sicher genutzt werden, wenn der Minimalgehalt an Kohlenstoff 0,47 Gew.-% beträgt.

[0021] Silizium wirkt im erfindungsgemäßen Stahl stark härtbarkeitssteigernd und ist deshalb in Gehalten von 0,15 - 0,5 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden. Bei höheren Gehalten kann es zur Bildung von schlecht entfernbarem Zunder auf dem Warmband kommen. Mit zunehmendem Si - Gehalt wird zudem die Wasserstoffdurchlässigkeit vermindert. Sofern es zur Entstehung von Grafit kommt, so fördert Silizium insbesondere das Grafitteilchenwachstum. Es zeigt eine geringe Löslichkeit im Zementit und destabilisiert diesen. Auch aus diesem Grund ist ein zu hoher Si-Gehalt oberhalb 0,5 % zu vermeiden. Ein Mindestgehalt von 0,15 Gew.-% sollte jedoch dem Stahl zugegeben werden, um die positive Wirkung von Si im erfindungsgemäßen Stahl betriebssicher nutzen zu können. Indem der Si-Gehalt auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt wird, kann eine besonders einfache Entfernung von auf dem Warmband haftenden Zunder durch ein zu diesem Zweck übliches und in konventioneller Weise ausgeführtes Beizen bewerkstelligt werden.

[0022] Schwefel wirkt als Stahlbegleitelement im erfindungsgemäßen Stahl in mehrfacher Hinsicht ungünstig. Der S-Gehalt ist daher so gering wie möglich zu halten. Als günstig erweisen sich Gehalte von maximal 0,005 Gew.-% S, wobei durch eine Begrenzung auf maximal 0,0005 Gew.-% die negativen Einflüsse der Anwesenheit von S im erfindungsgemäßen Stahl besonders sicher ausgeschlossen werden. Durch die Begrenzung des S-Gehalts auf die erfindungsgemäß vorgegebenen Grenzen kann auch eine in Folge der höheren S-Gehalte entstehenden Einschlüsse eintretende Verminderung der Kerbschlagzähigkeit vermieden und eine Schädigung durch in den Stahl eindringenden Wasserstoff vermieden werden. Des Weiteren erfolgt die Minimierung des Schwefelgehalts auch, um die Abbindung des erfindungsgemäß vorgesehenen Titan-Gehalts zu Titancarbosulfid zu vermeiden.

[0023] Um die angestrebt niedrigen S-Gehalte zu erreichen, wird bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahls neben einer üblichen Entschwefelungsbehandlung zusätzlich eine Calziumbehandlung durchgeführt. Dabei wird CaSi zugesetzt, wodurch Ca-Gehalte von 0,0005 - 0,004 Gew.-% an Ca im erfindungsgemäßen Stahl vorliegen. Auch muss der mit der CaSi-Zugabe einhergehende Anstieg des Si-Gehalts bei der Bemessung des Si-Gehalts berücksichtigt werden. Optimalerweise wird der Ca-Gehalt auf 0,0015 Gew.-% beschränkt, um die Bildung von Einschlüssen, die sich negativ auf die Zähigkeit auswirken könnten, besonders sicher zu vermeiden.

[0024] Geringe Zusätze von Phosphor von bis zu 0,030 Gew.-% können sich zwar günstig auf die Korrosions- und Festigkeitseigenschaften auswirken, bei höheren P-Gehalten besteht jedoch die Gefahr einer Versprödung. Um dies sicher zu vermeiden, kann der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,025 Gew.-% beschränkt sein. Um jedoch den günstigen Einfluss von P nutzen zu können, kann es zweckmäßig sein, einen Minimalgehalt an P von 0,001 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorzusehen.

[0025] Chrom wirkt im erfindungsgemäßen Stahl sowohl härtbarkeits- als auch festigkeitssteigernd und ist ein Karbidbildner. Mit zunehmendem Cr- Gehalt wird jedoch die Wasserstoffdurchlässigkeit vermindert. Unterhalb von 0,3 Gew.-% Cr wäre jedoch die Steigerung der Härtbarkeit und Festigkeit zu gering, wogegen bei Cr-Gehalten von mehr als 1,0 Gew.-% die Wasserstoffdurchlässigkeit zu stark verringert würde. Cr verhindert auch das frühzeitige Auftreten von Grafit nach längeren Glühungen.

[0026] Durch Grafitansammlung bedingte, beim Härteprozess entstehende Gefügelöcher müssen vermieden werden, um Wasserstoffansammlungen, die letztlich zum Werkstoffversagen führen würden, zu vermeiden. So setzen derartige Löcher als Fangstellen für Wasserstoff die Durchlässigkeit (Diffusion) für Wasserstoff herab. Zudem wirken sich die im Gefüge nach Grafitansammlungen zurückbleibenden Löcher negativ auf die Dauerfestigkeit aus. Chrom unterdrückt demgegenüber die Keimbildung und das Wachstum der Grafitteilchen.

[0027] Ein erfindungsgemäßer Stahl ist unter Nutzung dieser positiven Wirkung von Cr daher so ausgelegt, dass jede Entstehung von Grafit im Gefüge vermieden wird. Um dies zu erreichen, ist ein Cr-Gehalt von bis zu 1 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl möglich. Jedoch zeigt sich, dass unter Berücksichtigung der positiven Einflüsse der anderen erfindungsgemäß vorgesehenen Legierungselemente Cr-Gehalte von bis zu 0,7 Gew.-% regelmäßig für diesen Zweck ausreichen. Durch eine Chrom-Zugabe von mindestens 0,3 Gew.-% kann eine unerwünschte Grafitbildung in Stählen mit gleichzeitigen Gehalten an Ni, Si, Mn, S und Al verhindert werden. Dabei ist der Cr-Gehalt als zusätzliche Bedingung für seinen Mindestwert so einzustellen, dass er mindestens einem Fünftel der Summe der Gehalte an Ni, Si, Mn, S und Al entspricht, dass also gilt:

        %Cr ≥ (%Ni + %Si + %Mn + %S + %Al)/5

mit %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%S: jeweiliger S-Gehalt des Stahls

%Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls

[0028] Diese Bedingung soll erfüllt werden, weil andernfalls der Grafit nicht sicher vermieden wird und bei den üblichen Austenitisierungstemperaturen des Härteprozesses viel langsamer in Lösung geht als der Zementit und somit viel weniger Kohlenstoff zur Erhöhung der Martensithärte zur Verfügung stände.

[0029] Molybdän kann einem erfindungsgemäßen Stahl optional zugegeben werden, um seine Durchvergütbarkeit zu verbessern. Werden aus erfindungsgemäßem Stahl Stahlflachprodukte mit Dicken von bis zu 15 mm erzeugt, so sind zu diesem Zweck Gehalte von mindestens 0,006 Gew.-% ausreichend. Bei größeren Dicken sollte jedoch ebenfalls nicht mehr als 0,02 Gew.-% zulegiert werden, da andernfalls wieder die Gefahr der Grafitbildung im Gefüge besteht.

[0030] Nickel wirkt im erfindungsgemäßen Stahl sowohl härtbarkeitssteigernd als auch, insbesondere bei tiefen Temperaturen, zähigkeitsverbessernd. Ein Mindestgehalt von 0,04 Gew.-% ist hierzu erforderlich. Weil aber bei zu hohen Ni-Gehalten die Grafitentstehung begünstigt würde, ist eine Obergrenze des Ni-Gehalts von 2 Gew.-% einzuhalten. Besonders sicher lässt sich die positive Wirkung von Ni bei gleichzeitiger Vermeidung negativer Auswirkungen dann nutzen, wenn der Ni-Gehalt auf maximal 0,35 Gew.-% begrenzt wird.

[0031] Die Anwesenheit von Mangan kann insbesondere in Kombination mit der Anwesenheit von Nickel zu einer Ausweitung des Phasenraums des Austenits zu tiefen Temperaturen hin führen. Dieser unerwünschte Effekt wird durch die Begrenzung des Mn-Gehalts auf maximal 2 Gew.-%, insbesondere maximal 1,8 Gew.-%, vermieden. Ein Mindestgehalt von 0,8 Gew.-%, insbesondere 1,0 Gew.-% Mn sollte jedoch eingehalten werden, um eine sichere Schwefelabbindung in Form von Mangansulfiden zu gewährleisten und somit niedrigschmelzende Eutektika mit Eisen zu vermeiden.

[0032] Bor beeinflusst bereits in Gehalten von 0,0005 - 0,004 Gew.-% die Umwandlung des Stahls. Um diese Wirkung nutzen zu können, sollte die Legierung so eingestellt werden, dass eine Abbindung des Bors mit Stickstoff zu BN verhindert wird. Damit Bor seine härtbarkeitssteigernde Wirkung voll entfalten kann, muss es gelöst im Stahl vorliegen, darf also nicht mit Stickstoff abgebunden sein.

[0033] Um den im erfindungsgemäßen Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, enthält der Stahl 0,005 - 0,1 Gew.-% Titan. Ti bildet Nitride, Karbonitride und Karbosulfide und bindet so die im Hinblick auf die Eigenschaften des Stahls ungünstigen Bestandteile Stickstoff und Schwefel und trägt gleichzeitig zur Steigerung der Festigkeit und Härte des erfindungsgemäßen Stahls bei. Zudem wird durch die Anwesenheit von Ti eine Kontrolle des Austenitkornwachstums möglich. Der Ti-Gehalt sollte minimal 0,005 Gew.-% und maximal 0,1 Gew.-% betragen, wobei sich Ti-Gehalte von bis zu 0,04 Gew.-% als besonders effektiv in Bezug auf die erfindungsgemäß genutzte Wirkung von Ti erwiesen haben. Um die günstigen Einflüsse von Ti besonders sicher nutzen zu können, kann ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% vorgesehen sein. Damit stets eine für die Abbindung des im Stahl vorhandenen S-Gehalts "%S" und N-Gehalts "%N" ausreichende Menge an Ti im Stahl vorhanden ist, kann der jeweilige Ti-Gehalt "%Ti" auch nach folgender Bedingung eingestellt werden (in Gew.-%):
%S*1,5 + %N*3,5 + 0,005 % ≤ %Ti ≤ %S*1,5 + %N*3,5 + 0,010 %

[0034] Niob ist in der erfindungsgemäßen Legierung nur als den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnendes Begleitelement in Gehalten vorgesehen, in denen es keine Wirkung entfaltet. Deshalb ist der Nb-Gehalt auf höchstens 0,004 Gew.-% beschränkt.

[0035] Vanadium ist wie Titan ein Karbonitride, Nitride und Karbide bildendes Mikrolegierungselement, das festigkeits- und härtesteigernd wirkt und so zur Verschleißbeständigkeit des Stahls beiträgt. Um diese Effekte zu nutzen, beträgt der Minimalgehalt an Vanadium im erfindungsgemäßen Stahl 0,0080 Gew.-%. Bei Gehalten von mehr als 0,1 Gew.-% tritt dagegen keine weitere Steigerung des positiven Einflusses von V ein. Besonders effektiv lässt sich Vanadium in Gehalten von bis zu 0,05 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl einsetzen.

[0036] Stickstoff trägt vor allem im ungebundenen Zustand zur Dauerfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei. Hierzu ist ein Mindestgehalt von 0,0015 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorgesehen. Jedoch würde ein zu hoher nicht abgebundener Stickstoffgehalt zur vorzeitigen Alterung und damit zu einem ungünstigeren Verarbeitungsverhalten des erfindungsgemäßen Stahls führen. Daher ist der N-Gehalt des Stahls auf höchstens 0,010 Gew.-% beschränkt. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von Stickstoff können dadurch sicher vermieden werden, dass der Stickstoffgehalt auf maximal 0,0070 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0040 Gew.-%, abgesenkt wird. Diese Mengen an im erfindungsgemäßen Stahl vorhandenem Stickstoff sind ausreichend, um bei gleichzeitiger Anwesenheit von V die Bildung einer für die Verbesserung der Verschleißbeständigkeit ausreichenden Menge an Nitriden, Karbiden und Mischformen dieser Ausscheidungen zu gewährleisten. Eine weitere positive Wirkung von Stickstoff besteht im erfindungsgemäßen Stahl darin, dass N bestehende Eisenkarbide stabilisiert und daher die Grafitbildung im Gefüge behindert. Auch für diesen Effekt ist ein Mindestgehalt von 15 ppm N im erfindungsgemäßen Stahl vorzuhalten.

[0037] Der Wasserstoffgehalt im Warmband ist auf Werte von höchstens 1 ppm zu begrenzen, um wasserstoffbedingten Brüchen vorzubeugen. Nichtmetallische Einschlüsse können Orte für eine Wasserstoffansammlung werden und so die Wasserstoffdurchlässigkeit verringern. Damit einhergehend ergibt sich die Gefahr der Entstehung von wasserstoffinduzierten Rissen. Um dies zu verhindern, ist der Sauerstoffgehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf maximal 0,0050 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0030 Gew.-%, begrenzt.

[0038] Die Anwesenheit größerer Mengen von Aluminium würde das Auftreten von Grafit bei der Erstarrung des erfindungsgemäßen Stahls begünstigen. Größere Grafitansammlungen lösen sich beim Härten jedoch kaum auf und können, wie erwähnt, sogar Löcher im Gefüge hinterlassen, an denen sich wiederum Wasserstoff ansammeln könnte. Um diese negativen Auswirkungen zu verhindern, ist der Al-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf maximal 0,05 Gew.-% begrenzt.

[0039] Kupfer ist im erfindungsgemäßen Stahl ebenfalls nur als Begleitelement vorhanden, dem keine positive Wirkung auf die angestrebten Eigenschaften des Stahls zukommt. Zu hohe Cu-Gehalte sollten vielmehr vermieden werden, da Cu in Verbindung mit Schwefel und Eisen niedrigschmelzende Verbindungen bildet, die beim Warmwalzen Oberflächenfehler und Kantenrisse auslösen können. Deshalb ist der Cu-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,1 Gew.-% beschränkt. Besonders sicher kann die Gefahr der Entstehung insbesondere von Kantenrissen ausgeschlossen werden, wenn der Cu-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,012 Gew.-% begrenzt wird.

[0040] Gegenüber bisher eingesetzten niedriglegierten Cr-Stählen erweist sich das erfindungsgemäße Legierungskonzept auf Basis der erfindungsgemäßen Kombination von Mn-, Ti-, B- und V-Gehalten in Verbindung mit einem höheren C-Gehalt sowie die zusätzliche Zugabe von Nickel als erfolgreich bei der Herstellung von warmgewalzten Stahlflachprodukten, insbesondere Warmbreitband. So wurden nicht nur optimierte mechanische Eigenschaften erzielt, die zu einer deutlich gesteigerten Dauerfestigkeit führten, sondern auch die Korrosionsanfälligkeit minimiert. Gegenüber den auf hochlegierten nichtrostenden Stählen beruhenden Stahlkonzepten ist mit der Erfindung aufgrund der ressourceschonenderen, exakt bemessenen Legierung von Nickel und Chrom eine wesentlich kostengünstigere Erzeugung möglich.

[0041] Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich dadurch aus, dass es aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht und dabei im ungehärteten Zustand ein zu mindestens 80 Vol.-% perlitisches, grafitfreies Gefüge besitzt. Die Grafitfreiheit macht den Stahl insbesondere zum Härten geeignet und minimiert die Gefahr der Einlagerung von Wasserstoff im Gefüge des Stahls, wodurch die Entstehung von Rissen begünstigt und die Dauerfestigkeit des Stahls herabgesetzt würde.

[0042] Das erfindungsgemäß erzeugte und zusammengesetzte Stahlflachprodukt weist mechanische Eigenschaften und eine Verschleißbeständigkeit auf, die es in Kombination mit optimierten Dehnungseigenschaften besonders geeignet macht für den Einsatz mit schlagenden Belastungen, wie sie überall dort auftreten, wo mit entsprechenden Geräten Erd- oder Gesteinsbewegungen oder eine Bearbeitung von Vegetation vorgenommen werden. Beispiele hierfür sind die Land- oder Forstwirtschaft, aber auch der Bergbau, die Bauwirtschaft, dort insbesondere der Tiefbau, und desgleichen. So lassen sich aus erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten beispielsweise hoch verschleißbeständige und dauerhaltbare Bauelemente von Pflügen, Eggen sowie Messer oder Schneidglieder und desgleichen herstellen, die in landwirtschaftlichen Geräten und Maschinen bei der Bodenbearbeitung oder im Ernteeinsatz benötigt werden.

[0043] Im warmgewalzten, gebrauchsfertigen ungehärteten Zustand weisen erfindungsgemäße Stahlflachprodukte quer zur Walzrichtung gemessen eine Streckgrenze ReH von 450 - 650 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von 750 - 950 MPa auf und besitzen eine Gleichmaßdehnung Ag von 5 - 15 % sowie eine Dehnung A80 von 15 - 30 %.

[0044] Dabei besteht das grafitfreie Gefüge von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten im ungehärteten Zustand neben den mindestens zu 80 Vol.-% Perlit aus in Summe höchstens 10 Vol.-% Bainit oder Martensit und als Rest aus Ferrit. Die Anteile von Bainit und Martensit am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls sind dabei so gering wie möglich zu halten. Auf diese Weise wird eine temperaturmäßig eng begrenzte Phasenumwandlung bei der späteren Härtung und somit ein homogenes Härtungsgefüge erreicht, so dass möglichst hohe Perlitgehalte von vorzugsweise mindestens 90 Vol.-% erreicht werden. Dies wiederum bewirkt einen homogenen Ausgangszustand, welcher zu einem entsprechend homogenen Härtungs- und Vergütungsgefüge führt.

[0045] Nach dem Härten weisen erfindungsgemäße Stahlflachprodukte oder daraus erzeugte Bauteile ein Gefüge auf, das zu mindestens 99 Vol.-% aus Martensit und als Rest aus Restaustenit besteht.

[0046] Derart beschaffene erfindungsgemäße Stahlflachprodukte erreichen im gehärteten Zustand eine Härte von 540 - 600 HV1.

[0047] Dabei beträgt die im Kerbschlagbiegeversuch gemäß DIN EN ISO 148-1, Ausgabe Januar 2011, bei 25 °C an einer ISO-V-Normprobe ermittelte Kerbschlagzähigkeit von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten oder daraus hergestellten und anschließend gehärteten Bauteilen im gehärteten Zustand gemessen quer zur Walzrichtung bei Raumtemperatur mindestens 8 J/cm². Die besondere Verschleißbeständigkeit von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten oder aus ihnen hergestellten Bauteilen drückt sich darin aus, dass ihre nach DIN 50100 ermittelte Dauerfestigkeit Pü50 nach dem Härten 220 - 400 MPa beträgt.

[0048] Kennzeichnend für die geringe Neigung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten zur Aufnahme von Wasserstoff ist, dass der gemäß DIN ISO 17081, Ausgabe Juni 2014, bestimmte Wasserstoffdiffusionskoeffizient typischerweise 1,5*10^-7 cm²/s bis 9*10^-7 cm²/s, insbesondere 4,2*10^-7 cm²/s bis 5,2*10^-7 cm²/s beträgt. Für die im gehärteten Zustand gegebene Korrosionsanfälligkeit eines aus erfindungsgemäßem Stahl bestehenden Stahlflachprodukts oder eines daraus hergestellten Bauteils sind eine bestimmte Kombination aus Ausscheidungen und Martensitstruktur sowie die Vermeidung von maßgeblichen Löchern im Gefüge verantwortlich.

[0049] Bei extrem abrasiver Belastung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten oder daraus erzeugten Bauteilen besteht im praktischen Einsatz die Gefahr, dass sich das Stahlflachprodukt bzw. das betreffende Bauteil so stark erhitzt, dass eine Austenitisierung erfolgt. Im Anschluss erfolgt die Abkühlung mit einer so großen Geschwindigkeit, dass besonders harter Martensit entsteht. Hier hat es sich im Hinblick auf eine gute Standzeit der erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukte oder Stahlbauteile als besonders vorteilhaft erwiesen, wenn der Wasserstoffdiffusionskoeffizient des Stahls 4,2*10^-7 bis 5,2*10^-7 cm²/s beträgt.

[0050] Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte:

a) Herstellen einer erfindungsgemäß legierten Stahlschmelze, wobei die Stahlherstellung eine Entstickung der Schmelze auf Werte unterhalb 100 ppm N und eine sekundärmetallurgische Ca-Behandlung umfasst;

b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, wobei es sich bei dem Vorprodukt um eine Bramme, eine Dünnbramme oder ein gegossenes Band handelt kann;

c) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 1150 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur, wobei diese Erwärmung auch in einem Halten auf der jeweiligen Vorwärmtemperatur bestehen kann, wenn das Vorprodukt in ausreichend warmen Zustand in diesen Arbeitsschritt gelangt;

d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Warmwalzanfangstemperatur 900 - 1150 °C und die Warmwalzendtemperatur 780 - 880 °C beträgt;

e) Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine 550 - 680 °C betragende Haspeltemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 50 °C/s;

f) Haspeln des Warmbands bei der Haspeltemperatur zu einem fest gewickelten Coil;

g) Abkühlen des Coils mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit, die im Coilkern 4,5 - 14,5 °C/h beträgt auf eine höchstens 100 °C betragende Grenztemperatur;
und

h) von der Grenztemperatur ausgehendes Abkühlen des Coils auf Raumtemperatur an ruhender Luft.

[0051] Das erfindungsgemäße Verfahren zur Erzeugung eines Stahles ist so ausgelegt, dass es zuverlässig Stahlflachprodukte liefert, die sowohl im warmgewalzten ungehärteten Zustand, d.h. nach der Abkühlung im Coil, als auch nach den bei ihrer Weiterverarbeitung absolvierten Behandlungsschritten frei von Grafit sind.

[0052] Die Stahlherstellung umfasst dazu eine Entstickung der Schmelze auf Werte unterhalb 100 ppm N und eine sekundärmetallurgische Ca-Behandlung zur Erzielung minimaler S-Gehalte.

[0053] Das Vergießen der erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlschmelze kann im Strang zur Herstellung von Brammen oder als endabmessungsnahes Bandgießen mit nachfolgendem Warmwalzen erfolgen.

[0054] Das jeweilige Vorprodukt wird zu einem Warmband mit einer Dicke von typischerweise mindestens 1,2 mm und maximal 20 mm warmgewalzt, wobei bei der Verarbeitung von gegossenem Band eine Mindestdicke von 4 mm eingehalten werden sollte, um ungünstige Auswirkungen von systembedingt auftretenden gröberen Einschlüssen zu vermeiden.

[0055] Die Vorwärmtemperatur, d.h. die Temperatur, auf die die Brammen vor dem Walzvorgang erhitzt werden, soll 1150 °C nicht unterschreiten, um eine möglichst vollständige Auflösung der im vorhergehenden Gießprozess gebildeten Ausscheidungen der Mikrolegierungselemente zu erreichen. Gleichzeitig soll die Vorwärmtemperatur nicht höher als 1300 °C sein, um die Entstehung von zu grobem Austenitkorn zu Beginn des Walzvorganges zu vermeiden.

[0056] Grundsätzlich erfolgt die Phasenumwandlung im System Fe-C nach einem stabilen oder aber nach dem sogenannten metastabilen System. Endprodukte sind dann die Kohlenstoffverbindung Fe3C oder der reine Kohlenstoff in Form von Grafit. Auf diesen Vorgang der Phasenumwandlung wirken sich die Legierungselemente in der oben erläuterten Weise unterschiedlich aus.

[0057] Eine besonders langsame, also hinsichtlich des stabilen Zustandsdiagramms verlaufende Abkühlung muss für die Grafitentstehung besonders förderlich sein. Die Erfindung berücksichtigt dies bei der Auslegung des Temperaturverlaufs bei der Warmbanderzeugung. Lange Verweilzeiten bei höheren Temperaturen können sich direkt oder indirekt über weitere Mechanismen auf die Grafitentstehung auswirken, indem einerseits beispielsweise die C-Diffusion bei höheren Temperaturen begünstigt ist und andererseits die stärkere Verzunderung des Bandes dazu beiträgt, dass die Abkühlung des Warmbands im Coil aufgrund der aneinander liegenden Windungen infolge geringerer Wärmeenergieabstrahlung verlangsamt wird. Dabei wirken sich einerseits die Abschwächung der Emission durch die Zunderschicht und andererseits die geringe Wärmeleitfähigkeit durch die Luftschicht aus. Hinzukommt, dass besonders dicke Zunderschichten leicht aufbrechen und zu Oberflächendefekten führen können. Demzufolge ist die Temperatursteuerung bei höheren Temperaturen auch in der Stufe des Vorwalzens für die spätere Grafitentstehung prägend.

[0058] Um einerseits keine zu dicke, gegen Aufreißungen anfällige Zunderschicht zu erhalten, andererseits aber die entstandene Schicht ausreichend gleichmäßig dünn und festhaftend zu erhalten, ist vor diesem Hintergrund beim erfindungsgemäßen Verfahren eine Warmwalzanfangstemperatur von 900 - 1150 °C in Kombination mit einer Warmwalzendtemperatur von 780 - 880 °C vorgesehen.

[0059] Im Gegensatz zu Stählen mit kleineren C-Gehalten steigen bei Stählen mit relativ hohen C-Gehalten, wie sie erfindungsgemäß vorgesehen sind, bei Warmwalzendtemperaturen von weniger als 780 °C die zur Umformung nötigen Walzkräfte deutlich an. Um dies zu vermeiden, beträgt die Warmwalzendtemperatur beim erfindungsgemäßen Warmwalzen mindestens 780 °C. Oberhalb 880 °C entsteht jedoch ein zu grobes und damit umwandlungsträgeres Austenitkorn. Auch besteht bei höheren Warmwalzendtemperaturen das Risiko, dass bei der Austenitumwandlung während der Warmbandabkühlung harte Phasen entstehen, durch die die Zähigkeit des Stahls verschlechtert würde. Daher soll die Warmwalzendtemperatur erfindungsgemäß höchstens 880 °C betragen.

[0060] Nach dem Warmwalzen wird das erhaltene Warmband auf eine Haspeltemperatur abgekühlt, die 550 - 580 °C beträgt. Diese Abkühlung kann in konventioneller Weise mittels eines geeigneten Mediums mit einer Abkühlgeschwindigkeit von typischerweise 2 - 50 °C/s durchgeführt werden.

[0061] Die Haspeltemperatur beträgt mindestens 550 °C, um zu verhindern, dass sich im Warmband anstatt des angestrebten Perlits nennenswerte Anteile an Bainit oder Martensit bilden. Bei einer zu hohen Haspeltemperatur von mehr als 680 °C wäre jedoch ein weiteres Austenitkornwachstum möglich, was sich ungünstig auf die Zähigkeit des Warmbandes auswirken könnte und auch beim späteren Abwickeln im abgekühlten Zustand Anrisse oder Brüche auslösen könnte. Um eine erhöhte Sicherheit gegen das Auftreten harter Phasen, insbesondere bei Vorhandensein von Seigerungen, zu erreichen, kann die Untergrenze der Haspeltemperatur auf 600 °C angehoben werden. Sollen optimierte Zähigkeitseigenschaften sicher gewährleistet werden, so kann die maximale Haspeltemperatur auf 650 °C begrenzt werden.

[0062] Das in der voranstehend erläuterten Weise temperierte und zu einem festen Coil, in dem die Windungen des Warmbands dicht aneinander liegen, gewickelte Warmband wird im Coil auf eine Zieltemperatur, die im Bereich des Coilkerns höchstens 100 °C beträgt, abgekühlt. Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit dieser Abkühlung beträgt im Coil-Kern 4,5 - 14,5 °C/h und kann in an sich bekannter Weise mittels Wasser- oder Luftabkühlung erreicht werden.

[0063] Bei einer - erfindungsgemäß bevorzugten - Abkühlung an Luft sollte die Zieltemperatur im Kernbereich des Coils innerhalb von 40 - 120 Stunden erzielt sein, wobei sich hier Abkühldauern von 40 - 60 Stunden als besonders günstig erwiesen haben. Demgegenüber kann die Abkühlung im Bereich der freien Kanten und Oberflächen des Coils schneller erfolgen. Ein Abschrecken mit Kühlmedien jeglicher Art ist zu vermeiden.

[0064] Um die erfindungsgemäß vorgegebenen Abkühlzeiten sicher einhalten zu können, sollte das Coilgewicht bei einer Abkühlung an Luft in der Praxis höchstens 38 t betragen. Andernfalls besteht das Risiko, dass sich in Folge einer zu langsam ablaufenden Abkühlung im Gefüge Grafit bildet.

[0065] Von den so erhaltenen warmgewalzten, typischerweise in Form von Stahltafel oder Stahlband vorliegenden Stahlflachprodukten können nach einem optional durchgeführten Einformglühen der Karbide im Haubenofen einzeln oder im Stapel bei Glühzeiten von 10 - 100 Stunden im Temperaturbereich von 660 - 740 °C, insbesondere bei Temperaturen von mehr als 660 °C bis weniger als 740 °C, durch ein geeignetes Verfahren, wie beispielsweise Laserschneiden oder Stanzen, Zuschnitte oder Platinen abgeteilt werden, aus denen anschließend die jeweils herzustellenden Bauteile in an sich bekannter Weise warm- oder kaltgeformt werden.

[0066] Dabei lässt sich ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt in konventioneller Weise kaltwalzen, ohne dass es dabei zur Bildung von Grafit kommt, so dass sich auch aus dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt kaltverformte Stahlflachprodukte oder Bauteile problemlos härten lassen und im gehärteten Zustand eine optimale Verschleißbeständigkeit und ebenso für den hier vorgesehenen Verwendungszweck optimale mechanische Eigenschaften besitzen.

[0067] Zur Maximierung ihrer Härte und Verschleißbeständigkeit können die erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte oder die daraus geformten Bauteile einem Härteprozess unterzogen werden, bei dem sie

i) auf eine 830 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur erwärmt,

j) über 3 - 60 min bei der Austenitisierungstemperatur gehalten und

k) anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s abgeschreckt werden.

[0068] Die Austenitisierungstemperatur im Arbeitsschritt i) soll 830 °C und die Haltezeit im Arbeitsschritt j) 3 min nicht unterschreiten, um ein ausreichend grobes Austenitkorn zu erzielen. Auf diese Weise wird aufgrund der Umwandlungsträgheit großer Austenitkörner die Umwandlung des Austenits in weichere Phasenanteile wie Ferrit oder Bainit vermieden und die Umwandlung in den Martensit gefördert, sodass nach dem Härten im jeweiligen Stahlflachprodukt oder Bauteil ein zu mindestens 99 % aus Martensit bestehendes Gefüge vorliegt.

[0069] Die Austenitisierungstemperatur soll jedoch 950 °C und die Haltezeit 60 min nicht überschreiten, um irreversible Gefügeschäden durch Überhitzen zu vermeiden.

[0070] Nach dem Austenitisieren werden das Stahlflachprodukt oder das daraus geformte Bauteil mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s in an sich bekannter Weise beispielsweise mittels Wasser- oder Ölabkühlung abgeschreckt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit beträgt mindestens 40 °C/s, um eine vollständige Umwandlung des Austenits in Martensit zu gewährleisten. Die Abkühlungsgeschwindigkeit ist gleichzeitig auf 250 °C/s beschränkt, um Härterisse zu vermeiden.

[0071] An das derart ausgeführte Härten kann sich eine Anlassbehandlung anschließen, bei der das Stahlflachprodukt oder das daraus erzeugte Bauteil über eine Dauer von 0,2 - 2 Stunden bei einer 150 - 350 °C, insbesondere 150 - 300 °C, betragenden Anlasstemperatur gehalten werden, um die Zähigkeit zu verbessern. Anschließend kann das jeweilige Stahlflachprodukt oder das daraus geformte Bauteil an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt werden.

[0072] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

[0073] Es sind die Stahlschmelzen S1 - S6 mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen und zu Brammen vergossen worden.

[0074] Aus den Stählen S1, S2, S3, S5 und S6 bestehende Brammen sind auf eine Vorwärmtemperatur T1 erwärmt und anschließend ausgehend von einer Warmwalzanfangstemperatur T2 und einer Warmwalzendtemperatur T3 in konventioneller Weise zu Warmbändern W1 - W8 mit einer Dicke von 2 - 6 mm warmgewalzt worden.

[0075] Nach dem Warmwalzen sind die Warmbänder mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR1 auf eine Haspeltemperatur T4 abgekühlt und bei dieser Haspeltemperatur T4 zu jeweils einem Coil, bei dem die Windungen dicht aufeinander lagen, gewickelt worden.

[0076] Anschließend sind die Warmbänder W1 - W8 über eine Abkühldauer t1 im Coil auf eine Zieltemperatur von 100 °C abgekühlt worden, wobei die Abkühlung im Kernbereich des Coils mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR2 erfolgte. Nach der Abkühlung im Coil erfolgte die Abkühlung auf Raumtemperatur an Luft.

[0077] Für die Gefüge der so erhaltenen Warmbandproben W1 - W5 sind der Perlitanteil P, der Ferritanteil F, die Summe der Bainit- und Martensitanteile B+M, der Grafitanteil G und der Restaustenitanteil RA bestimmt worden. Ebenso sind die Streckgrenze ReH, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Dehnung A80 für die Warmbandproben W1 - W5 bestimmt worden.

[0078] Die bei der Erzeugung der Warmbandproben W1 - W8 eingestellten Parameter "Vorwärmtemperatur T1", "Warmwalzanfangstemperatur T2", "Warmwalzendtemperatur T3", "Abkühlgeschwindigkeit CR1", "Haspeltemperatur T4", "Abkühldauer t1" und "Abkühlgeschwindigkeit CR2" sind in Tabelle 2 angegeben. Ebenso sind in Tabelle 2 für die Warmbandproben W1 - W5 der "Perlitanteil P", der "Ferritanteil F", die "Summe der Bainit- und Martensitanteile B+M", der "Grafitanteil G" und der "Restaustenitanteil RA", die "Streckgrenze ReH", die "Zugfestigkeit Rm", die "Gleichmaßdehnung Ag" und die "Dehnung A80" genannt.

[0079] Die Warmbandproben W1 - W5, W7, W8 haben zusätzlich jeweils einen Härteprozess durchlaufen, bei dem sie zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur T6 erwärmt, dort über eine Austenitisierungsdauer t2 gehalten und nach Ende der Austenitisierungsdauer t2 mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR3 abgeschreckt worden sind.

[0080] Die abgeschreckten Proben W1 - W5, W7, W8 haben dann eine Anlassbehandlung absolviert, bei der sie auf eine Anlasstemperatur T7 erwärmt und dort über eine Anlassdauer t3 gehalten worden sind. Nach Ende der Anlassdauer t3 sind die Proben W1 - W5, W7, W8 an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden.

[0081] Für die Gefüge der so gehärteten und angelassenen Proben H1 - H5, H7, H8 sind der Martensitanteil M, der Grafitanteil G und der Restaustenitanteil RA bestimmt worden. Ebenso sind die im Kerbschlagbiegeversuch nach DIN EN ISO 148-1, Ausgabe Januar 2011, bei 25 °C an einer ISO-V-Normprobe die Kerbschlagzähigkeit KBZ und gemäß DIN ISO 17081, Ausgabe Juni 2014,der Wasserstoffdiffusionskoeffizient k ermittelt worden.

[0082] Die betreffenden Parameter "Austenitisierungstemperatur T6", "Austenitisierungsdauer t2", "Abkühlgeschwindigkeit CR3", "Anlasstemperatur T7" und "Anlassdauer t3", der "Martensitanteil M", der "Grafitanteil G", der "Restaustenitanteil RA", die "Kerbschlagzähigkeit KBZ" und der "Wasserstoffdiffusionskoeffizient k" sind, soweit sie bestimmt worden sind, in Tabelle 3 aufgeführt.

[0083] Obwohl die drei Stähle S1 bis S3 von der Warmbandfertigung her mit bis auf die Haspeltemperatur nahezu identischen Produktionsparametern erzeugt worden sind, weisen sie dennoch abhängig von ihrer chemischen Zusammensetzung und der daraus resultierenden unterschiedlichen Austenitumwandlung unterschiedliche Gefüge auf.

[0084] Die metallografische Beurteilung der Phasenanteile von Perlit, Ferrit, Grafit und Restaustenit (RA) erfolgte bei 1000facher Vergrößerung lichtoptisch an Schliffen, wobei der Restaustenitanteil zusätzlich röntgenografisch überprüft worden ist.

[0085] Bedingt durch die aufgrund verschiedener Haspeltemperaturen unterschiedlichen Phasenanteile von Ferrit ergaben sich bei ansonsten gleicher chemischer Zusammensetzung mit höherem Ferritanteil geringere Festigkeitswerte und dafür höhere Dehnungswerte. Die mechanischen Eigenschaften Rm, ReH, Ag und A80 wurden im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 mit der Probenform 1 ermittelt.

[0086] Die Warmbandprobe W5 enthält schon im ungehärteten Gefüge die unerwünschte Phase Grafit mit einem Anteil von 1,6 Vol.-%. Nach einer weiteren möglichen Kaltwalzung nebst vorheriger optionaler und nachfolgender optionaler Glühung im Coil muss hier mit einem Anwachsen der Grafitmenge gerechnet werden.

[0087] Dagegen ist bei den aus dem erfindungsgemäßen Stahl S1 bestehenden Warmbandproben W1 und W2 kein Grafit im Gefüge vorhanden. Verantwortlich dafür ist wesentlich die chemische Zusammensetzung in ihrer Gesamtwirkung auf die Austenitumwandlung.

[0088] Beispielsweise bei der aus dem nicht erfindungsgemäßen Stahl S3 bestehenden, nicht erfindungsgemäßen Warmbandprobe W5 ist dagegen die Legierung so gewählt, dass es zur Bildung von Grafit im Gefüge kommt und dementsprechend die Gefahr der Bildung von Löchern im Stahl besteht. Infolgedessen erfüllen gehärtete Bauteile, die aus der Warmbandprobe W5 hergestellt sind, nicht die an ein erfindungsgemäßes gehärtetes Stahlflachprodukt oder ein daraus hergestelltes Bauteil gestellten Anforderungen.

[0089] Die Warmbandprobe W4 weist nach dem Warmwalzen höhere Ferritanteile auf als die Probe W1. Infolgedessen erreicht die aus dieser Warmbandprobe W4 erzeugte gehärtete Probe H4 nicht die erfindungsgemäß geforderte Gesamthärte. Als Grund für den vergleichbar hohen Ferritanteil ist der niedrige Ni-Gehalt anzusehen.

[0090] Überraschend hat sich herausgestellt, dass die gehärtete aus dem Stahl S1 bestehende Probe H1 nicht nur eine höhere Zähigkeit aufweist, sondern auch eine besonders günstige Dauerfestigkeit besitzt, die als Maß für die Standzeit von aus diesem Stahl hergestellten Bauteilen steht, die beispielsweise in landwirtschaftlichen Geräten verwendet werden.

[0091] Beispielsweise die nicht erfindungsgemäßen gehärteten Proben H7 und H3 erreichen nach DIN 50100 ermittelte Dauerfestigkeiten Pü von nur maximal 183 MPa, wogegen die erfindungsgemäße Probe H1 mit 245 MPa einen deutlich besseren Dauerfestigkeitswert Pü in Kombination mit einer optimalen Zähigkeit besitzt. Dagegen weist zwar die nicht erfindungsgemäße Probe H8 eine hohe Härte, jedoch keine gute Kerbschlagzähigkeit auf.

[0092] Der Verschleiß aufgrund stoßartiger Belastung ist durch die bereits erwähnten Kerbschlagbiegeversuche bei 25 °C an einer ISO-V-Normprobe erprobt worden. Dabei stellt sich gegenüber dem höher C-haltigen Stahl der Probe H8 sowie gegenüber dem geringer C-haltigen Stahl der Probe H7 bei der Probe H1 ein mehr als doppelt so hoher Wert heraus.

[0093] Für die erfindungsgemäße Variante H1 wurde nach DIN 50100 eine Dauerfestigkeit Pü50 von 245 MPa ermittelt, während die nicht erfindungsgemäße Probe H7 nur Pü-Werte von weniger als 190 MPa erzielte.

[0094] Die nicht erfindungsgemäße, aus dem nicht erfindungsgemäßen Stahl S4 bestehende Probe H6 war für eine Einsatzhärtung vorgesehen und hat daher den erfindungsgemäßen Härteprozess nicht durchlaufen. Der für diese Probe H6 zum Vergleich ermittelte Wasserstoffdiffusionskoeffizient betrug 1,87*10-6 cm²/s.

Tabelle 2

Probe Nr.	Stahl	T1	T2	T3	CR1	T4	CR2	t1	P	F	B+M	G	RA	Reh	Rm	Ag	A80
		°C			°C/s	°C	°C/h	H	Vol.-%					MPa		%
W1	S1	1200	1100	840	40	654	12	52	80	20	0	0	0	450	750	15	30
W2	S1	1200	1100	840	40	646	12	52	90	10	0	0	0	650	950	5	15
W3	S2	1200	1100	840	40	645	12	52	90	10	0	0	0	250	550	15	30
W4	S2	1200	1100	840	40	654	12	52	70	30	0	0	0	380	740	8	15
W5	S3	1200	1100	840	40	650	12	52	48	50	0	1,6	0	340	505	14	29
W6	S4	1200	1100	840	40	650	12	52	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.
W7	S5	1200	1100	840	40	650	12	52	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.
W8	S6	1200	1100	840	40	650	12	52	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.

"n.a." = Nicht ausgewertet

Tabelle 3

Probe	Warm band	Stahl	T6	t2	CR3	T7	t3	M	G	RA	HV1	Pü50	KBZ	K
			°C	min.	K/s	°C	h	%			HV1	MPa	J/cm2	cm2/s
H1	W1	S1	860	30	42	230	1	100	0	0	575	245	12	4,2∗10-7
H2	W2	S1	860	30	42	230	1	100	0	0	n.a.	n.a.	n.a.	5,19∗10-7
H3	W3	S2	860	30	42	230	1	100	0	0	403	137	n.a.	n.a.
H4	W4	S2	860	30	42	230	1	100	0	0	407	n.a.	n.a.	n.a.
H5	W5	S3	860	30	42	230	1	98	1,5	0	n.a.	n.a.	n.a.	n.a.
H6	W6	S4	Keine Härtung											1,87∗10-6
H7	W7	S5	860	30	42	230	1	100	0	0	545	183	4	n.a.
H8	W8	S6	860	30	42	230	1	100	0	0	560	n.a.	5	n.a.

"n.a." = Nicht ausgewertet

Ansprüche

1. Stahl, der aus (in Gew.-%)

C:	0,4	- 0,7%,
Si:	0,15	- 0,5%
Mn:	0,8	- 2,0%
Cr:	0,3	- 1,0%,

wobei der Cr-Gehalt %Cr jeweils folgende Bedingung erfüllt:

        %Cr ≥ (%Ni + %Si + %Mn + %S + %AI)/5

mit %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Stahls

%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls

%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls

%S: jeweiliger S-Gehalt des Stahls

%Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls

N:	0,0015	- 0,010%
Ni:	0,04	- 2%
Ti:	0,005	- 0,1 %
V:	0,0080	- 0,1 %
B:	0,0005	- 0,004 %
Ca:	0,0005	- 0,004 %
P:	≤ 0,030 %
S:	≤ 0,005 %
Al:	≤ 0,05 %
Cu:	≤ 0,1 %
Nb:	≤ 0,004 %
H:	≤ 0,0001 %
O:	≤ 0,0050 %

sowie optional Mo: 0,006 - 0,02 %,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.

2. Warmgewalztes Stahlflachprodukt hergestellt aus einem Stahl gemäß Anspruch 1 und mit einem im ungehärteten Zustand grafitfreien Gefüge, das zu mindestens 80 Vol.-% aus Perlit, aus in Summe höchstens 10 Vol.-% Bainit oder Martensit und als Rest aus Ferrit besteht, wobei das Stahlflachprodukt im gebrauchsfertigen ungehärteten Zustand quer zur Walzrichtung gemessen eine Streckgrenze ReH von 450 - 650 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von 750 - 950 MPa aufweist und wobei das Stahlflachprodukt im ungehärteten Zustand eine Gleichmaßdehnung Ag von 5 - 15 % und eine Dehnung A80 von 15 - 30 % aufweist.

3. Warmgewalztes Stahlflachprodukt, hergestellt aus einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 2, mit einem Gefüge, das im gehärteten Zustand ist und zu mindestens 99 Vol.-% aus Martensit und als Rest aus Restaustenit besteht, wobei die Härte des Stahlflachprodukts im gehärteten Zustand 540 - 600 HV1 beträgt, wobei das Stahlflachprodukt im gehärteten Zustand eine Dauerfestigkeit Pü50 von 220 - 400 MPa besitzt, wobei der Wasserstoffdiffusionskoeffizient des Stahlflachprodukts im gehärteten Zustand 1,5*10^-7 cm²/s bis 9*10^-7 cm²/s beträgt und wobei die Kerbschlagzähigkeit des Stahlflachprodukts im gehärteten Zustand gemessen quer zur Walzrichtung bei Raumtemperatur mindestens 8 J/cm² beträgt, wobei diese Parameter gemäß den in der Beschreibung angegebenen Normen gemessen werden.

4. Verfahren zum Herstellen eines gemäß den Ansprüchen 2 bis 3 ausgebildeten Stahlflachprodukts umfassend mindestens folgende Arbeitsschritte:

a) Herstellen einer gemäß Anspruch 1 legierten Stahlschmelze, wobei die Stahlherstellung eine Entstickung der Schmelze auf Werte unterhalb 100 ppm N und eine sekundärmetallurgische Ca-Behandlung umfasst;

b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt;

c) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 1150 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur;

d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Warmwalzanfangstemperatur 900 - 1150 °C und die Warmwalzendtemperatur 780 - 880 °C beträgt;

e) Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine 550 - 680 °C betragende Haspeltemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 50 °C/s;

f) Haspeln des Warmbands bei der Haspeltemperatur zu einem fest gewickelten Coil;

g) Abkühlen des Coils mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit, die im Coilkern 4,5 - 14,5 °C/h beträgt auf eine höchstens 100 °C betragende Grenztemperatur;

h) von der Grenztemperatur ausgehendes Abkühlen des Coils auf Raumtemperatur an ruhender Luft, um ein warmgewalztes Stahlflachprodukt im ungehärteten Zustand mit graphitfreiem Gefüge zu erhalten;

i) optionales Härten des Stahlflachprodukts oder des aus dem Stahlflachprodukt geformten Bauteils, indem das Stahlflachprodukt oder das jeweilige Bauteil auf eine 830 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur erwärmt, über 3 - 60 min bei der Austenitisierungstemperatur gehalten und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s abgeschreckt wird;

j) optionales Durchlaufen einer Anlassbehandlung, bei der das Stahlflachprodukt oder die daraus geformten Bauteile nach dem Härten über eine Dauer von 0,2 - 2 Stunden bei einer 150 - 350 °C betragende Anlasstemperatur gehalten werden.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur 600 - 650 °C beträgt.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühldauer im Arbeitsschritt g) 40 - 120 Stunden beträgt.

Claims

1. Steel, which consists of (in % by weight)

C:	0.4 to 0.7%,
Si:	0.15 to 0.5%
Mn:	0.8 to 2.0%
Cr:	0.3 to 1.0%,

wherein the Cr content %Cr in each case meets the following condition:

        %Cr≥(%Ni + %Si + %Mn + %S + %Al)/5

with %Ni: respective Ni content of the steel

%Si: respective Si content of the steel

%Mn: respective Mn content of the steel

%S: respective S content of the steel

%Al: respective Al content of the steel

N:	0.0015 to 0.010%
Ni:	0.04 to 2%
Ti:	0.005 to 0.1%
V:	0.0080 to 0.1%
B:	0.0005 to 0.004%
Ca:	0.0005 to 0.004%
P:	≤ 0.030%
S:	≤ 0.005%
Al:	≤ 0.05%
Cu:	≤ 0.1%
Nb:	≤ 0.004%
H:	≤ 0.0001%
O:	≤ 0.0050%

and optionally Mo: 0.006 to 0.02%,
remainder iron and unavoidable impurities.

2. Hot-rolled flat steel product, manufactured from a steel according to claim 1 and with a structure which is graphite-free in the unhardened state, which consists of at least 80% by volume perlite, of in total at most 10% by volume bainite or martensite and as the remainder of ferrite, wherein the flat steel product has, in the ready-to-use, unhardened state measured transverse to the rolling direction, a yield strength ReH of 450 to 650 MPa and a tensile strength Rm of 750 to 950 MPa and wherein the flat steel product, in the unhardened state, has a uniform elongation Ag of 5 to 15% and an elongation A80 of 15 to 30%.

3. Hot-rolled flat steel product, manufactured from a hot-rolled flat steel product according to claim 2, with a structure, which is in the hardened state and consists of at least 99% by volume martensite and as the remainder of residual austenite, wherein the hardness of the flat steel product, in the hardened state, is 540 to 600 HV1, wherein the flat steel product, in the hardened state, has a fatigue strength Pü50 of 220 to 400 MPa, wherein the hydrogen diffusion coefficient of the flat steel product in the hardened state is 1.5*10^-7 cm²/s to 9*10^-7 cm²/s and wherein the notch impact strength of the flat steel product in the hardened state measured transverse to the rolling direction at room temperature is at least 8 J/cm², wherein these parameters are measured according to the standards indicated in the description.

4. Method of manufacturing a flat steel product formed according to claims 2 to 3, comprising at least the following work steps:

a) manufacturing a steel melt alloyed according to claim 1, wherein the steel manufacture comprises denitrifying the melt to values below 100 ppm N and a secondary metallurgical Ca treatment;

b) casting the steel melt into an intermediate product;

c) heating the intermediate product to a pre-heating temperature of 1150 to 1300°C;

d) hot rolling the intermediate product into a hot strip, wherein the hot rolling starting temperature is 900 to 1150°C and the hot rolling end temperature is 780 to 880°C;

e) cooling the obtained hot strip to a coiling temperature of 550 to 680°C at a cooling speed of 2 to 50°C/s;

f) coiling the hot strip at the coiling temperature into a firmly wound coil;

g) cooling the coil at a medium cooling speed which is 4.5 to 14.5°C/h in the coil core to a boundary temperature of at most 100°C;

h) cooling the coil proceeding from the boundary temperature to room temperature in stationary air in order to obtain a hot-rolled flat steel product in the unhardened state with graphite-free structure;

i) optionally hardening the flat steel product or the component formed from the flat steel product by heating the flat steel product or the respective component to an austenitization temperature of 830 to 950°C, holding it for 3 to 60 mins at the austenitization temperature and then quenching it at a cooling speed of 40 to 250°C/s;

j) optionally passing through an annealing treatment, in the case of which the flat steel product or the components formed therefrom are held at an annealing temperature of 150 to 350°C after hardening for a duration of 0.2 to 2 hours.

5. Method according to claim 4, characterised in that the coiling temperature is 600 to 650°C.

6. Method according to any one of claims 4 or 5, characterised in that the cooling duration in work step g) is 40 to 120 hours.

Revendications

1. Acier qui est constitué par (en % en poids)

C:	0,4 - 0,7%,
Si:	0,15 - 0,5 %
Mn:	0,8 - 2,0%
Cr:	0,3 - 1,0 %,

la teneur en Cr % Cr répondant à chaque fois à la condition suivante :

        % Cr ≥ (%Ni+ % Si + % Mn + % S + % Al)/5

dans laquelle % Ni : représente la teneur en Ni de l'acier

% Si : représente la teneur en Si de l'acier

% Mn : représente la teneur en Mn de l'acier

% S : représente la teneur en S de l'acier

% Al : représente la teneur en Al de l'acier

N: 0,0015 - 0,010 %

Ni : 0,04 - 2 %

Ti : 0,005 - 0,1 %

V : 0,0080 - 0,1 %

B : 0,0005 - 0,004 %

Ca : 0,0005 - 0,004 %

P : ≤ 0,030 %

S : ≤ 0,005 %

Al : ≤ 0,05 %

Cu ≤ 0,1 %

Nb : ≤ 0,004 %

H : ≤ 0,0001 %

O : ≤ 0,0050 %

ainsi qu'éventuellement Mo : 0,006 - 0,02 %,
le reste étant constitué de fer et d'impuretés inévitables.

2. Produit plat en acier laminé à chaud produit à partir d'un acier selon la revendication 1 et avec une structure sans graphite à l'état non trempé qui se compose au minimum de 80 % en volume de perlite, de tout au plus 10 % en volume de bainite ou martensite et le reste étant du ferrite, le produit plat en acier présentant, à l'état non trempé et prêt à l'emploi, mesuré transversalement par rapport au sens de laminage, une limite d'élasticité ReH de 450 - 650 MPa et une résistance à la traction Rm de 750 - 950 MPa et le produit plat en acier présentant, à l'état non trempé, un allongement uniforme Ag de 5 - 15 % et un allongement A80 de 15 - 30 %.

3. Produit plat en acier laminé à chaud produit à partir d'un produit plat en acier laminé à chaud selon la revendication 2, avec une structure qui est à l'état trempé et qui se compose au minimum de 99 % en volume de martensite et le reste étant de l'austénite résiduelle, la dureté du produit plat en acier, à l'état trempé, étant de 540 - 600 HV1, le produit plat en acier possédant, à l'état trempé, une résistance à la fatigue Pü50 de 220 - 400 MPa, le coefficient de diffusion de l'hydrogène du produit plat en acier, à l'état trempé, étant de 1,5*10^-7 cm²/s jusqu'à 9*10^-7 cm²/s et l'indice de résilience à température ambiante du produit plat en acier, à l'état trempé, mesuré transversalement par rapport au sens de laminage, est au minimum de 8 J/cm², ce paramètre étant mesuré selon le normes spécifiées dans la description.

4. Procédé de fabrication d'un produit plat en acier conçu selon les revendications 2 à 3 comportant au moins les étapes de travail suivantes :

a. Fabrication d'une masse d'acier fondu allié selon la revendication 1 ; la fabrication de l'acier comportant une dénitrification de la masse fondue à des valeurs inférieures à 100 ppm N et un traitement Ca métallurgique secondaire ;

b. Coulage d'une masse d'acier fondu en un produit intermédiaire ;

c. Réchauffement du produit intermédiaire à une température de préchauffage étant de 1 150 - 1 300 °C ;

d. Laminage à chaud du produit intermédiaire en un feuillard chaud, la température initiale de laminage à chaud étant de 900 - 1 150 °C et la température finale de laminage à chaud étant de 780 - 880 °C ;

e. Refroidissement du feuillard chaud ainsi obtenu à une température d'embobinage de 550 - 680 °C avec une vitesse de refroidissement de 2 - 50 °C/s ;

f. Embobinage du feuillard chaud, à une température d'embobinage, en une bobine solide enroulée ;

g. Refroidissement de la bobine avec une vitesse de refroidissement moyenne qui est, au coeur de la bobine, de 4,5 - 14,5 °C/h à une température limite étant au maximum de 100 °C ;

h. Refroidissement de la bobine à partir de la température limite à une température ambiante à l'air calme afin d'obtenir un produit plat en acier laminé à chaud à l'état non trempé ayant une structure sans graphite ;

i. Durcissement facultatif du produit plat en acier ou du composant formé à partir du produit plat en acier, en réchauffant le produit plat en acier ou le composant respectif à une température d'austénitisation de 830 - 950 °C, en le maintenant pendant 3 - 60 min à une température d'austénitisation et en le trempant par la suite avec une vitesse de refroidissement de 40 - 250 °C/s,

j. Procéder, de manière facultative, à un traitement de recuit, dans lequel le produit plat en acier ou le composant formé à partir de celui-ci est maintenu, après le durcissement, pendant une durée de 0,2 - 2 heures, à une température de recuit de 150 - 350 °C.

5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en ce que la température d'embobinage est de 600 - 650 °C.

6. Procédé selon l'une des revendications 4 ou 5, caractérisé en ce que la durée de refroidissement dans l'étape de travail g) est de 40 - 120 heures.