EP2895635B1

EP2895635B1 - Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl

Info

Publication number: EP2895635B1
Application number: EP13789475.4A
Authority: EP
Inventors: Philippe SCHAFFNIT; Jürgen KLABBERS-HEIMANN; Joachim Konrad
Original assignee: Mannesmann Precision Tubes GmbH; Ilsenburger Grobblech GmbH
Current assignee: Mannesmann Precision Tubes GmbH; Ilsenburger Grobblech GmbH
Priority date: 2012-09-14
Filing date: 2013-08-28
Publication date: 2019-03-06
Anticipated expiration: 2033-08-28
Also published as: EP2895635A1; KR20150070150A; DK2895635T3; RU2620216C2; AU2018201165B2; CA2881686A1; TR201903460T4; US20200131608A1; AU2013314787A1; JP2015533942A; BR112015005216A2; KR102079612B1; PL2895635T3; PE20151042A1; MX2015003103A; AR092556A1; US20150267282A1; CL2015000634A1; ES2729562T3; UA116111C2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Stahllegierung für die Herstellung von Bändern, Blechen und Rohren für einen niedrig legierten, hochfesten karbidfreien bainitischen Stahl gemäß Patentanspruch 1.
Insbesondere betrifft die Erfindung aus dieser Legierung hergestellte Rohre, Bänder, und Bleche aus denen z.B. Bauteile für die Automobilindustrie, wie Karosseriebleche, Komponenten von Tragstrukturen oder Airbagrohre und Zylinderrohre hergestellt werden. Im Bereich der Baugeräteindustrie können z.B. bei hohen Verschleißanforderungen Verschleißbleche aus dieser Legierung für Baggerschaufeln eingesetzt werden. Auch werden derartige Stähle für Anwendungen eingesetzt, wo plötzlich auftretende Schlagenergien absorbiert werden müssen, z.B. als beschusssichere Panzerung.
Aus dieser Legierung hergestellte Rohre können als geschweißte, aus Warm- oder Kaltband oder nahtlos hergestellte Rohre ausgeführt sein, die fallweise auch von der Kreisform abweichende Querschnitte aufweisen können.
Konstruktionsrohre oder -bleche aus dieser Stahllegierung können auch für besonders hoch beanspruchte geschweißte Stahlbaukonstruktionen, beispielsweise im Kran-, Brücken-, Schiffs-, Hebezeug- und Lastfahrzeugbau, eingesetzt werden.
Die Forderungen nach immer höheren Festigkeiten und verbesserten Verarbeitungs- und Bauteileigenschaften bei gleichzeitiger Reduzierung von Gewicht und/oder Kosten, haben u.a. zu der Entwicklung von ultrafeinkörnigen Duplex-Stählen geführt, die auch unter dem Begriff "Super Bainit" als karbidfreie bainitische Stähle bekannt sind. Die Entstehung eines solchen Gefüges, bestehend aus bainitischem Ferrit mit Restaustenitlamellen, ist im Unterschied zum oberen und unteren Bainitgefüge, schematisch in Figur 1 skizziert.
Kennzeichnend für diese Stähle ist z.B. eine Festigkeit von 1000 bis etwa 2000 MPa, abhängig von der Festigkeit eine Bruchdehnung von mindestens 5 % und ein äußerst fein (nano-) strukturiertes bainitisches Gefüge mit Anteilen an Restaustenit.
Der Ansatz zur Erstellung dieser feinsten Mikrostruktur liegt in der Phasenumwandlung bei tiefen Temperaturen im Bainitbereich unter Vermeidung der Ausscheidung von Zementit sowie einer Martensitbildung. Eine Unterdrückung von im Bainit ausgeschiedenen Karbiden,
wie z.B. Zementit, ist deshalb notwendig, weil zum Einen diese als mögliche Rissauslöser stark versprödend wirken und dadurch die geforderten Zähigkeiten nicht mehr erreicht werden können und zum Anderen die zum Erreichen der erfindungsgemäßen Eigenschaften notwendigen Anteile an stabilisiertem Austenit nicht eingestellt werden können.
Die wirtschaftliche Verwendung dieser Stähle wird allerdings dadurch behindert, dass bei diesen tiefen Umwandlungstemperaturen die Umwandlungskinetik stark verlangsamt ist, was abhängig von der Legierungszusammensetzung insbesondere mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt zu längeren isothermen Haltezeiten von vielen Stunden bis zu einem oder mehreren Tagen führt. Derartig lange Prozesszeiten sind jedoch für eine wirtschaftliche Fertigung von Bauteilen untragbar, so dass Lösungen legierungstechnischer Art gesucht wurden, um die Umwandlung zu beschleunigen.
Eine Legierungszusammensetzung, die eine solch lange isotherme Umwandlungszeit von bis zu 48 Stunden erfordert, ist aus der WO 2009/075494 A1 bekannt. Zudem ist nachteilig, dass dieser Stahl neben Kohlenstoff und Eisen teure Zugaben z.B. an Nickel, Molybdän, Bor und Titan aufweist und die erreichbaren Zähigkeiten für die beschriebenen Anwendungsbereiche noch nicht ausreichend hoch sind.
Karbidfreie bainitische Stähle für Schienen sind z.B. aus der DE 696 31 953 T2 bekannt. Die dort offenbarte Stahllegierung weist neben Zusätzen an Mangan, Chrom und weiteren Elementen wie Molybdän, Nickel, Vanadium, Wolfram, Titan und Bor einen Siliziumgehalt zwischen 1 und 3 % auf.
Auch wird in dieser Schrift erwähnt, dass neben Silizium ein Zusatz von Aluminium die Bildung von Karbiden im Bainit vermindern bzw. unterdrücken und den verbleibenden Restaustenit stabilisieren kann. Ebenfalls kann mit diesem Stahl der Nachteil einer langen Umwandlungsdauer überwunden werden, wobei allein mit einer kontinuierlichen Abkühlung an Luft (Lufthärtung) ein entsprechendes bainitisches Gefüge erzeugt werden kann.
Dieser Stahl ist für die Anforderungen an stark verschleißbeanspruchte Schienen ausgelegt, aber für Bänder, Bleche und Rohre für den genannten Anwendungsbereich unwirtschaftlich bzw. nicht einsetzbar, da hier neben den Anforderungen an die Verschleißfestigkeit, gleichermaßen die Festigkeits- und Zähigkeitsanforderungen einzuhalten sind. Zudem unterscheiden sich die Querschnittsabmessungen der Schienen durch ihren kompakten Querschnitt deutlich von denen der Bänder, Bleche und Rohre, was eine Anpassung des Legierungskonzeptes im Hinblick auf die zu erzielenden Werkstoffeigenschaften nach der Luftabkühlung des Stahls erforderlich macht. Nachteilig bei dem bekannten Stahl ist auch der teure Zusatz von Titan und anderen Legierungselemente wie Nickel, Molybdän und Wolfram.
Ein weiteres Problem bei dem bekannten Stahl besteht darin, dass keine Angaben zum Stickstoffgehalt gemacht werden, der insbesondere bei Aluminiumzugaben durch die Bildung von Aluminiumnitriden einen negativen Einfluss auf die Werkstoffeigenschaften ausübt.
Durch eine Zugabe von Aluminium werden durch die große Affinität zu dem im Stahl vorhandenen Stickstoff während der Erstarrung grobe Aluminiumnitride gebildet, die sich primär im Stahl ausscheiden, was sich sehr nachteilig auf die Duktilität, Kerbschlagarbeit, auf das Berstverhalten und auf die Dauerfestigkeit des Stahls auswirkt und damit die mechanischen Eigenschaften deutlich verschlechtert. Höhere Gehalte an Stickstoff und Aluminium im Stahl verstärken diesen Effekt zusätzlich.
Dies hat zur Folge, dass diese bekannte Stahllegierung, bei der anstelle von Silizium Aluminium oder zusätzlich noch weiteres Aluminium zulegiert wird, für die Praxis unbrauchbar wird, da die Ausscheidungsmenge und Größe von schädlichen Aluminiumnitriden vom jeweiligen im Stahl vorhandenen Stickstoff- und Aluminiumgehalt abhängig ist und da der Stickstoffgehalt unberücksichtigt bleibt, die konkreten Werkstoffeigenschaften unvorhersehbar sind. Zudem sind auch bei diesem Stahl die erreichbaren Zähigkeiten für den beschriebenen Anwendungsbereich der Erfindung noch nicht ausreichend hoch.
Weitere Stahllegierungen mit teilweise überlappenden Legierungsbereichen sind aus der EP 2365103 A1 und der EP 1867747 A1 bekannt.
Die zu erfüllenden Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften der Stahllegierung lassen sich wie folgt zusammenfassen:

Festigkeit: 1250 bis 2500 MPa

Bruchdehnung: über 12 %

Kerbschlagzähigkeit bei -20°C: mind. 15 J
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung einer Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten, gleichzeitig zähen und verschleißfesten karbidfreien bainitischen Stahl zur Herstellung von Bändern, Blechen und Rohren anzugeben, das einerseits kostengünstiger als die bekannten Stahllegierungen ist und andererseits gleichmäßige, den Anforderungen entsprechende Werkstoffeigenschaften, wie Festigkeit, Bruchdehnung, Zähigkeit etc. gewährleistet. Zudem sollen diese Werkstoffeigenschaften auch bei Abkühlung an ruhender Luft durch Lufthärtung erreicht werden können.
Diese Aufgabe wird ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen.
Nach der Lehre der Erfindung wird eine Stahllegierung mit der folgenden chemischen Zusammensetzung vorgeschlagen (in Gew.-%):

0,10 - 0,70 C
0,25 - 4,00 Si
0,05 - 3,00 Al
1,00 - 3,00 Mn
0,10 - 2,00 Cr
0,001 - 0,50 Nb
0,001 - 0,025 N
max. 0,15 P
max. 0,05 S

Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen mit optionaler Zugabe eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W, Nb, Ti, oder V sowie Zr und seltene Erden mit der Maßgabe, dass zur Vermeidung von Primärausscheidungen von AlN die Bedingung Al × N < 5 × 10^-3 (Gew.-%) und zur Unterdrückung der Zementitbildung die Bedingung Si + Al > 4 x C (Gew.-%) erfüllt sind.
Optional können noch seltene Erden und reaktive Elemente wie Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y von insgesamt bis zu 1 Gew.-% zulegiert werden.
Im Luppen-, bzw. Brammen-Zustand weisen erfindungsgemäße Stähle bereits nach Abkühlung an Luft eine Festigkeit (R_m) von über 1250 MPa, eine Bruchdehnung von über 12 % und eine Zähigkeit (KBZ) bei -20°C von mindestens 15 J auf (s. Tabelle 1). Das Gefüge besteht aus karbidfreiem Bainit und Restaustenit mit einem Anteil von mindestens 75 % bainitischem Ferrit, mindestens 10 % Restaustenit und bis zu maximal 5 % Martensit (bzw. Martensit-Phase und/oder zerfallener Austenit).
Die erfindungsgemäße Stahllegierung setzt auf der Entwicklung des aus der DE 696 31 953 T2 und WO 2009/075494 A1 bekannten karbidfreien bainitischen Stahls auf.
Die im Zuge der vorliegenden Erfindung durchgeführten Versuche haben überraschend gezeigt, dass im Vergleich zur bekannten Stahllegierung zur Erreichung der geforderten Werkstoffeigenschaften auch schon bei einer Lufthärtung durch eine gezielte Zugabe von Aluminium im Bereich 0,05 bis 3,0 Gew.-% und Niob im Bereich 0,001 bis 0,5 Gew.-% neben einer hervorragenden Werkstoff- und Verschleißfestigkeit sehr gute Zähigkeitseigenschaften erreicht werden können. Insbesondere die Zugabe von Niob bewirkt hierbei eine deutliche Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften durch Kornfeinung, so dass diese Legierung optimal sowohl hohen Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften, wie auch an die Verschleißfestigkeit gerecht wird.
Durch eine vorteilhafte Zugabe von Chrom im Bereich von 0,10 bis 2,00 Gew.-% kann zudem die Kinetik der Ferritbildung entscheidend kontrolliert werden, so dass die Entstehung grober polygonaler Ferritkörner, die die Materialeigenschaften negativ beeinflussen können, wirksam vermieden wird. Entscheidend ist hierbei das Zusammenspiel von Aluminium und Chrom. Während Aluminium die ferritische und bainitische Umwandlung beschleunigt, wird durch eine Zugabe von Chrom die ferritische Umwandlung verzögert (s.a. Figur 2 ). Über eine gezielte Kombination dieser beiden Elemente können sowohl die Kinetik der Ferrit- als auch die der Bainitbildung kontrolliert werden.
Neben den bekannten vorteilhaften Auswirkungen einer Zugabe von Aluminium auf die Vermeidung von Karbidausscheidungen im Bainit haben Versuche auch gezeigt, dass die Zugabe von Aluminium im Vergleich zu Silizium deutlich die Kinetik der bainitischen Umwandlung beschleunigt. Diese nimmt mit zunehmenden Gehalten an Aluminium ebenfalls zu, was bedeutet, dass die Zähigkeit und Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls nach kontinuierlicher Abkühlung im Vergleich zu nur mit Silizium legierten Stählen deutlich verbessert wird, also höhere Zähigkeits- und Festigkeitswerte erreicht werden können. Vorteilhaft sind Abkühlraten größer als 10°C / s einzuhalten, um die geforderte Kombination der mechanischen Eigenschaften auch bei dickeren Blechen (zum Beispiel ab 10 mm) zu erreichen; die geforderten mechanischen Eigenschaften lassen sich auch vorteilhaft mittels Abkühlung an ruhender Luft bei dünneren Blechen oder durch Anpassung des Legierungskonzeptes erreichen. Den Einfluss der verschiedenen Legierungselemente auf die Kinetik der Umwandlung zeigt Figur 2 . Hierbei sind die Wirkungsweisen von C, Si, Al, Mn, Cr und Mo auf die Umwandlungskinetik von Ferrit, Perlit und Bainit sowie auf die Martensitstarttemperatur schematisch dargestellt.
Erfindungsgemäß ist es aber im Vergleich zum bekannten Stahl zur Erreichung dieser vorteilhaften Eigenschaften zwingend erforderlich, dass der Stickstoffgehalt die angegebene Obergrenze von 0,025 Gew.-%, besser 0,015 Gew.-%, bzw. optimal 0,010 Gew.-% nicht überschreitet, um die Anzahl und Größe von schädlichen Aluminiumnitriden als Primärausscheidungen im Stahl zu minimieren, wobei zusätzlich die Bedingung Al × N < 5 × 10^-3 (Gew.-%) erfüllt werden muss. Andererseits ist ein Mindestgehalt an Stickstoff von 0,001 Gew.-%, optimal 0,0020, erforderlich, um eine für eine Zähigkeitserhöhung durch Kornfeinung notwendige Niob-Karbonitridbildung zu ermöglichen.
Die untersuchten Legierungszusammensetzungen und die ermittelten mechanischen Kennwerte sind in Tabelle 1 wiedergegeben. Alle Proben wurden dabei auf ca. 950°C erwärmt und anschließend an ruhender Luft bzw. beschleunigt abgekühlt. Die erforderliche Abkühlgeschwindigkeit wird abhängig von der Blechdicke und der Zusammensetzung vorgenommen. Wie die Ergebnisse der mechanischen Beprobung zeigen, konnten die geforderten Eigenschaften mit der Versuchschmelze 14 aufgrund des zu geringen Cr-Gehaltes nicht erreicht werden. Die erfindungsgemäße Versuchsschmelze 16 erfüllte die Anforderungen wegen der größeren Blechdicken von 12 mm erst durch eine beschleunigte Abkühlung. Typische Temperaturverläufe für eine Abkühlung an ruhender Luft bzw. mit Abschreckung sind in Figur 3 dargestellt.
In Figur 4 sind einige der untersuchten Versuchsschmelzen und deren mechanische Kennwerte und Abkühlbedingungen im Vergleich zu gängigen und hochfesten Stahlwerkstoffen dargestellt. Es wird deutlich, dass mit der entwickelten Stahllegierung der Bereich höherfester Werkstoffe bei gleichzeitig deutlich verbesserten Dehnungseigenschaften umfasst wird.
Die Ergebnisse bestätigen eindrucksvoll die hervorragenden mechanischen Eigenschaften (Festigkeit und Zähigkeit der erfindungsgemäßen Stahllegierung schon für Halbfertigprodukte wie Luppen bzw. Brammen) im gehärteten Zustand (Tabelle 1).
Als wesentliches Element spielt Aluminium eine Rolle, welches neben der Beschleunigung der Umwandlungskinetik auch in Kombination mit Silizium die Karbidausscheidung im Bainit unterdrückt, dadurch wird der Restaustenit stabilisiert, da Kohlenstoff nur eine geringe Löslichkeit im Ferrit hat. Ein hoher Anteil an Restaustenit von mindestens 10 % im Bainit bewirkt neben der äußerst fein lamellaren Mikrostruktur die hervorragenden mechanischen Eigenschaften. Rasterelektronenmikroskopisch wurden die verschiedenen Gefügebestandteile bestimmt, wobei ein mittlerer Lamellenabstand von 300 nm bestimmt werden konnte. Eine schematische Darstellung eines ehemaligen Austenitkorns mit Substruktur (wie z.B. Subkörner) mit feinlamellarer Mikrostruktur ist in Figur 5 skizziert. Hierbei wird über Nb(C,N)-Ausscheidungen die ehemalige Austenitkornstruktur stabilisiert.
Mit entsprechenden Anteilen an Restaustenit kann dann auch vorteilhaft der sogenannte TRIP-Effekt genutzt werden. Stähle, die gewöhnlich mit dem Begriff TRIP ("Transformation Induced Plasticity") bezeichnet werden sind Stähle, die gleichzeitig eine sehr hohe Festigkeit und eine hohe Duktilität besitzen, was sie besonders geeignet für eine Kaltumformung macht. Diese Eigenschaften werden dank ihrer besonderen mikroskopischen Struktur erhalten, wobei die verformungsinduzierte Martensitbildung und die damit verbundene Verfestigung gehemmt und die Duktilität gesteigert wird. Die Wirkung des TRIP-Effektes ist bei einem Restaustenitanteil von etwa 10 bis 20 % im Gefüge optimal.
Nachfolgend wird das erfindungsgemäße Legierungskonzept näher erläutert.

Kohlenstoff: aus Gründen einer ausreichenden Festigkeit des Werkstoffs sollte der minimale Gehalt nicht unter 0,10 Gew.-% liegen. Im Hinblick auf eine ausreichend niedrige Martensit-Start-Temperatur und damit der Einstellung eines sehr feinen Mikrogefüges aber einer noch guten Schweißbarkeit sollte der Kohlenstoffgehalt nicht über 0,70 Gew.-% liegen. Als günstig haben sich Kohlenstoffgehalte zwischen 0,15 und 0,60 Gew.-% erwiesen, wobei optimale Eigenschaften erreicht werden, wenn der Kohlenstoffgehalt zwischen 0,18 und 0,50 Gew.-% liegt.
Aluminium/Silizium: das wesentliche Element zur Erreichung der geforderten Werkstoffeigenschaften nach kontinuierlicher Abkühlung ist Aluminium, welches die Umwandlungskinetik immens beschleunigt.
Um diesen Effekt zu erzielen, sollte der Aluminiumgehalt mindestens 0,05 Gew.-%, aber maximal 3,00 Gew.-% betragen, da ansonsten grobe polygonale Ferritkörner entstehen können, die die mechanischen Eigenschaften wieder verschlechtern. Ist der Aluminiumgehalt zu niedrig, wird die bainitische Umwandlung zu langsam, so dass verstärkt Martensit entsteht, was sich ungünstig auf die Bruchdehnung und die Kerbschlagarbeit auswirkt.Für eine ausreichende Unterdrückung von Karbiden im Bainit kann zusätzlich Silizium in Gehalten von 0,25 bis 4,00 Gew.-% hinzugegeben werden. Gute Werkstoffeigenschaften werden bei Aluminiumgehalten zwischen 0,07 und 1,50 Gew.-% und optimale zwischen 0,09 und 0,75 Gew.-% erreicht. Entsprechende Siliziumgehalte liegen bei 0,50 bis 1,75 Gew.-% bzw. zwischen 0,75 und 1,50 Gew.-%.
Durch die gezielte Zugabe von Chrom von mindestens 0,10 bis 2,00 Gew.-% können die ferritische Umwandlung verzögert werden und über eine Kombination mit Aluminium sowohl die Kinetik der Ferrit- als auch der Bainitbildung gezielt kontrolliert werden. Vorteilhafte Chromgehalte liegen bei 0,10 bis 1,75 Gew.-% bzw. zwischen 0,10 und 1,50 Gew.-%.
Mangan: die Manganzugabe im Bereich von 1,00 bis 3,00 Gew.-% ergibt sich abhängig von den jeweiligen Anforderungen an die Stahllegierung aus einem Kompromiss zwischen Festigkeit, die durch höhere Zugaben zu erreichen ist und einer ausreichenden Zähigkeit, die bei niedrigeren Gehalten zu erreichen ist. Im Hinblick auf eine sehr gute bzw. optimale Eigenschaftskombination sollte der Mangangehalt zwischen 1,50 und 2,50 Gew.-% bzw. zwischen 1,70 und 2,50 Gew.-% betragen.
Niob/ Stickstoff: es ist ein Niobgehalt von 0,001 bis 0,50 Gew.-% einzustellen um die Bildung von Nb(C,N) zu gewährleisten. Die sich ergebende Kornfeinung trägt zu einer deutlichen Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften bei. Zusätzlich ist ein Stickstoffgehalt von 0,001 bis 0,025 Gew.-% zur Bildung von Nb(N) zu empfehlen, da NbN stabiler als NbC ist und somit zu einem verstärkten Kornfeinungsbeitrag führen. Vorteilhafte Niob-Gehalte liegen bei 0,001 bis 0,10 bzw. 0,001 bis 0,05 Gew.-% bei vorteilhaften Stickstoffgehalten von 0,001 bis 0,015 bzw. 0,002 bis 0,010 Gew.-%. Außerdem wird durch die Zugabe von Stickstoff nicht zuviel C über Nb abgebunden, da ansonsten die austenitstabilisierende Wirkung von C verloren gehen könnte.
Falls erforderlich können zur weiteren Festigkeitssteigerung z.B. Molybdän (bis 1,00 Gew.-%), Nickel (bis 5,00 Gew.-%), Kobalt (bis 2,00 Gew.-%) oder Wolfram (bis 1,50 Gew.-%) als Mischkristallhärter zu legiert werden. Alternativ oder zusätzlich können Mikrolegierungselemente auf Basis von Vanadium bis 0,20 Gew.-% und/oder Titan bis 0,10 Gew.-% zulegiert werden. Es sollte dabei ein Summengehalt bei Ti, V von max. 0,20 Gew.-% und bei Ni, Mo, Co, W, Zr ein Summengehalt von max. 5,50 Gew.-% eingehalten werden. Um den Effekt dieser Legierungselemente ausnutzen zu können, sollte jeweils ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% eingehalten werden.
Seltene Erden und reaktive Elemente: die optionale Zugabe von seltenen Erden und reaktiven Elementen wie Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y kann zur Einstellung eines gezielten Lamellenabstandes und somit zur weiteren Festigkeits-/ und Zähigkeitssteigerung in Gehalten von insgesamt bis zu 1 Gew.-% erfolgen. Falls erforderlich sollte hierbei ein Summengehalt von 20 ppm zulegiert werden.

Bei der Legierungszusammensetzung sollten zum Erreichen der geforderten Materialeigenschaften, insbesondere der mechanisch-technologischen Eigenschaften, folgende Bedingungen für die Umwandlungskinetik und das Umwandlungsverhalten ( Figur 2 ), die Stabilisierung des Restaustenits und die Martensitstarttemperatur unter Berücksichtigung der Abkühlrate eingehalten bzw. beachtet werden, wobei in den genannter. empirisch ermittelten Formeln die Gehalte an C, Mn, Si, Al, Cr und Mo in Gew.-% und Ṫ als Abkühlrate in °C/sec einzusetzen sind. Die Einheiten der in den Formeln verwendeten Koeffizienten sind gemäß den in den Formeln verwendeten Variablen zu wählen.
Kinetik der ferritischen Umwandlung:
zur Einhaltung bzw. Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften und insbesondere zur Vermeidung der Bildung von groben polygonalen Ferritkörnern, die die Materialeigenschaften negativ beeinflussen, ist die nachfolgende Bedingung zu erfüllen: $(35 \times C) + (10 \times Mn) - Si - (5 \times Al) + Cr > 13 / \dot{T} + 10$
Kinetik der bainitischen Umwandlung:
die nachfolgende Gleichung zur Kinetik der bainitischen Umwandlung ist zu erfüllen, damit eine für die mechanisch-technologischen Eigenschaften günstige Mikrostruktur mit sehr fein ausgebildeten bainitischen Ferrit/Restaustenit-Lamellen eingestellt werden kann: $400 \times \exp [(- 7 \times C) - (4 \times Mn) + 8 Al + 3] / \dot{T} > 1$
Martensitstarttemperatur (°C):
zur Vermeidung größerer martensitischer Gefügeanteile, die die mechanisch-technologischen Eigenschaften verschlechtern können, ist die Martensitstarttemperatur wie folgt zu bestimmen: $525 - (350 \times C) - (45 \times Mn) - (16 \times Mo) - (5 \times Si) + (15 \times Al) < < 400$
Zur Stabilisierung des Restaustenits muss die Zementitbildung unterdrückt werden. Dies wird durch eine gezielte Legierung mit Si und Al erreicht, da beide Elemente eine sehr geringe Löslichkeit in Zementit haben. Dazu ist die folgende Bedingung einzuhalten: $Si + Al > 4 \times C$
Zur Vermeidung von schädlichen Primär-AIN-Ausscheidungen ist folgende Bedingung einzuhalten: $Al \times N < 5 \times 10^{- 3}$
In Figur 6 ist dieser Zusammenhang noch einmal grafisch dargestellt.
Umwandlungsfähigkeit:
zur Einstellung der erfindungsgemäßen Eigenschaften auf Basis der beschriebenen Mikrostruktur muss vor der abschließenden Wärmebehandlung eine vollständige Austenitisierung der erfindungsgemäßen Stähle erreicht werden (siehe Figur 1 ).
Um die geforderte Kombination der mechanischen Eigenschaften (Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit) zu erreichen, ist das folgende Verhältnis der Ferrit- und Austenitbildner einzuhalten: $C + Si / 6 + Mn / 4 + (Cr + Mo) / 3 > 1$
Die Mikrostruktur des erfindungsgemäßen Stahls besteht aus bainitischem Ferrit und Restaustenit-Lamellen. Sie kann Anteile von bis zu 5 % Martensit (bzw. Martensit/Austenit-Phase und/oder zerfallenem Austenit) aufweisen. Die zwei wichtigsten Kennwerte des Gefüges, die die mechanischen Eigenschaften des Stahls maßgeblich beeinflussen sind der Lamellenabstand und der Anteil an Restaustenit. Je geringer der Lamellenabstand und je höher der Anteil an Restaustenit, desto höher werden Festigkeit und Bruchdehnung des Werkstoffs.
Um die geforderte hohe Festigkeit des Werkstoffs von mindestens 1250 bis zu 2500 MPa zu erreichen sollte der durchschnittliche Lamellenabstand kleiner als 750 nm, vorteilhaft kleiner 500 nm, sein.
Um die geforderten Dehnungswerte von mindestens 12 % (Bruchdehnung) erreichen zu können, sollte ein Restaustenitanteil von wenigstens 10 % und ein Martensitanteil von höchstens 5 % vorliegen.
Um die geforderte hohe Zähigkeit durch Kornfeinung mittels Niob Karbonitridbildung zu erreichen, sollte die durchschnittliche ehemalige Austenitkorngröße einen Wert von 100 µm nicht überschreiten.
Da die Mikrostruktur sehr fein ist, lassen sich die Gefügebestandteile lichtmikroskopisch kaum unterscheiden, so dass dann fallweise eine Kombination von Elektronenmikroskopie und Röntgenbeugung anzuwenden ist.
Mittels Rasterelektronenmikroskopie lassen sich die Gefügebestandteile unterscheiden. Auf diese Weise wurde ein mittlerer Lamellenabstand von etwa 300 nm ermittelt.
Das Ergebnis einer Röntgenbeugungsmessung ist in Figur 7 dargestellt. Aus der Intensitätsverteilung des Röntgenspektrums können die Kristallstruktur der vorhandenen Gefügebestandteile und ihre Phasenanteile bestimmt werden.
Mit der Methode der Röntgenbeugung wurden Restaustenitanteile zwischen 10 % und 20 % ermittelt.

Claims

Verfahren zur Herstellung einer Stahllegierung für die Herstellung von Bändern, Blechen und Rohren für einen niedrig legierten hochfesten karbidfreien bainitischen Stahl mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%):
0,10 - 0,70 C

0,25 - 4,00 Si

0,05 - 3,00 Al

1,00 - 3,00 Mn

0,10 - 2,00 Cr

0,001 - 0,50 Nb

0,001 - 0,025 N

max. 0,15 P

max. 0,05 S
Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen mit optionaler Zugabe eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W, Ti, oder V sowie Zr und seltene Erden wie Ce,Hf,La,Re,Sc und/oder Y in Gehalten von insgesamt bis zu 1 Gew.-%, mit der Maßgabe, dass zur Vermeidung von Primärausscheidungen von AIN die Bedingung Al × N < 5 × 10^-3 (Gew.-%) und zur Unterdrückung der Zementitbildung die Bedingung Si + Al > 4 x C (Gew.-%) erfüllt sind, wobei
- die optional zu legierten Elemente folgende Gehalte in Gew.-% aufweisen:
max. 5,00 Ni

max. 1,00 Mo

max. 2,00 Co

max. 1,50 W

max. 0,10 Ti

max. 0,20 V

- wobei der Summengehalt von Ti, V max. 0,20 % und der Summengehalt von Ni, Mo, Co, W, Zr max. 5,50 Gew.-% beträgt,

- wobei die durchschnittliche ehemalige Austenitkorngröße - Rasterelektronenmikroskopisch bestimmt - einen Wert von nicht mehr als 100µm aufweist und der durchschnittliche Abstand der Restaustenitlamellen weniger als 750 nm beträgt,
das Gefüge aus karbidfreiem Bainit und Restaustenit-Lamellen mit einem Anteil von mindestens 75 % Bainit, mindestens 10 % Restaustenit und bis zu maximal 5 % Martensit besteht,
wobei die Stähle im Luppen- bzw. Brammen- Zustand bereits nach der Abkühlung an Luft eine Festigkeit (R_m)von über 1250 Mpa, eine Bruchdehnung von über 12% und eine Zähigkeit (KBZ)bei -20°C von mindestens 15J aufweisen,
wobei
- zur Erreichung der geforderten Materialeigenschaften folgende Bedingungen für Umwandlungskinetik, Martensitstarttemperatur und Gefügeausbildung eingehalten werden;

- Ferritische Umwandlungskinetik (hierbei entsprechen C, Mn, Si und Al den Elementgehalten in Gew.-% sowie Ṫ der Abkühlrate in °C/sec): $(35 \times C) + (10 \times Mn) - Si - (5 \times Al) + Cr > 13 / \dot{T} + 10$

- Bainitische Umwandlungskinetik (hierbei entsprechen C, Mn, und Al den Elementgehalten in Gew.-% sowie Ṫ der Abkühlrate in °C/sec): $400 \times \exp [(- 7 \times C) - (4 \times Mn) + 8 Al + 3] / \dot{T} > 1$

- Martensitstarttemperatur (°C, hierbei entsprechen C, Mn, Si, Al und Mo den Elementgehalten in Gew.-%): $525 - (350 \times C) - (45 \times Mn) - (16 \times Mo) - (5 \times Si) + (15 \times Al) < < 400$

- Stabilisierung des Restaustenits (hierbei entsprechen C, Si, und Al den Elementgehalten in Gew.-%): $Si + Al > 4 \times C$

- Vermeidung von Primär-AlN-Ausscheidungen (hierbei entsprechen Al und N den Elementgehalten in Gew.-%): $Al \times N < 5 \times 10^{- 3}$

- Erfüllung der geforderten Kombination der mechanischen Eigenschaften: $C + Si / 6 + Mn / 4 + (Cr + Mo) / 3 > 1$
Verfahren nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass die Legierung folgende Gehalte in Gew.-% aufweist:
0,15 - 0,60 C

0,50 - 1,75 Si

0,07 - 1,50 Al

1,50 - 2,50 Mn

0,10-1,75 Cr

0,001 -0,10 Nb

0,001 - 0,015 N
Verfahren nach Anspruch 2
dadurch gekennzeichnet,
dass die Legierung folgende Gehalte in Gew.-% aufweist:
0,18-0,50 C

0,75 - 1,5 Si

0,09- 0,75 Al

1,70 - 2,50 Mn

0,10 - 1,5 %Cr

0,001 - 0,05 Nb

0,002 - 0,010 N
Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass der durchschnittliche Abstand der Restaustenitlamellen weniger als 500 nm beträgt.
Verwendung einer Stahllegierung hergestellt nach mindestens einem der vorhergehenden Verfahrensansprüche 1 bis 4 für warm- oder kaltgewalzte Bänder, Bleche, Rohre, Profile oder für Schmiedeteile für die Automobilindustrie, Bauindustrie, und Maschinenbau; sowie Stäbe und Drähte.
Verwendung einer Stahllegierung hergestellt nach einem der Verfahrensansprüche 1 bis 4 für Verschleißteile und Teile für Panzerungen.