EP3061838A1 - Blankes bainitisches langprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

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EP3061838A1
EP3061838A1 EP16157945.3A EP16157945A EP3061838A1 EP 3061838 A1 EP3061838 A1 EP 3061838A1 EP 16157945 A EP16157945 A EP 16157945A EP 3061838 A1 EP3061838 A1 EP 3061838A1
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EP
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bainitic
long product
bare
bis
steel
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Mirkka Ingrid LEMBKE
Guido Olschewski
Heiko Haupt-Peter
Hans Roelofs
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Swiss Steel AG
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Swiss Steel AG
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a bare bainitic long product according to the preamble of claim 1 and uses thereof and a process for its preparation.
  • Bainitic steels cooled continuously from the forming heat offer similar strength and toughness properties under static load as heat-treated steels with a hardened structure. However, while tempered steels soften under dynamic load, the bainitic steels are solidified. Due to the TRIP effect (deformation-induced transformation of austenite into martensite), bainitic steels also behave more favorably with overloads (voltage peaks). This manifests itself in a higher time stability.
  • bainitic materials with a tensile strength of about 1,300 MPa would increase the performance of common rails or injectors and thus of the entire internal combustion engine.
  • the WO 2009/090155 A1 describes such an application for a bainitic-ferritic material without TRIP effect.
  • EP 2103704 A1 describes such a product.
  • By the manufacturing process described therein can be dispensed with the addition of aluminum and titanium. This avoids the formation of abrasive oxide inclusions.
  • a high sulfur content of 0.04 to 0.25% additionally improves the machinability.
  • the sulfur forms with manganese sulfide inclusions, which on the one hand facilitate the chip breaking and on the other hand form a protective layer on the tool. Tool life and productivity are increased.
  • the manganese sulfides are also material weaknesses, which can cause cracks under dynamic load. This reduces the life expectancy of dynamically loaded components. Therefore, this steel can not be used for highly stressed safety components.
  • EP 1426453 A1 describes a forging of a bainitic steel, which should be suitable for machining.
  • the good machinability in this case also only by alloying with sulfur, tellurium, selenium, bismuth or lead (see there claims 6 and 7). Both the environmental compatibility and the suitability for highly stressed components is thereby limited.
  • WO 2011/124851 refers to components made by forging or machining long steel. It is therefore not drawn components, which are known to have a relatively low yield ratio.
  • the steels described therein have a low silicon content of at most 0.1% by weight.
  • a bright bainitic long product with a bainitic microstructure that can be machined well in machining is currently not yet available for use in dynamically stressed components.
  • the object of the invention is to provide a bright bainitic long product, with which in particular the above disadvantages are avoided. Further objects of the invention relate to uses of the long product according to the invention. Yet another object of the invention is to provide a process for producing a bare bainitic long product.
  • the tensile test according to ISO 6892-1 is a standard procedure for characterizing the mechanical properties of a material. The associated terms are defined in the standard ISO 6892-1.
  • the yield strength Rp0.2 indicates which stress is present at a plastic strain of 0.2%. This parameter is used when there is no sharp transition between elastic and plastic material behavior.
  • the tensile strength Rm is the maximum stress in the measured stress-strain diagram. The tensile strength is reached the moment the sample starts to constrict (local taper of the sample cross-section).
  • the elongation at break A5 is the extension of the sample at the time of fracture, wherein the index 5 refers to the ratio of the initial measuring length L0 to the initial diameter d0.
  • the steel composition according to the invention can be machined significantly better at a constant predetermined tensile strength if the yield ratio Rp0.2 / Rm is above 0.87.
  • the significantly improved machinability manifests itself in significantly longer tool life.
  • the alloying components are selected so that at normal cooling rates from the rolling heat of 0.1 to 8.0 K / s a bainitic-martensitic microstructure always results with a tensile strength level of 900 to 1,200 MPa, without costly Alloy elements and / or special equipment for accelerated cooling from the rolling heat must be used.
  • the product In order to be able to adjust the properties according to the invention, the product must be drawn in the temperature range between room temperature and 600 ° C. and then tempered in a temperature range of 250 and 600 ° C.
  • the yield ratio Rp0.2 / Rm decreases, and according to the invention it is to be maintained above 0.87.
  • the yield ratio Rp0.2 / Rm usually falls below this value.
  • the yield ratio Rp0.2 / Rm is in the range of 0.87 to 0.94.
  • the upper limit of the carbon to 0.26% ensures that the tensile strength does not rise above 1400 MPa. Higher strength values degrade machinability in the downstream drawing or machining process. Higher carbon contents also promote the formation of carbides, which adversely affects ductility.
  • Silicon suppresses the formation of hard and in machining abrasive Fe 3 C precipitates (cementite).
  • the selected silicon concentration allows a one-hour tempering treatment at 400 ° C without coarse Zementitaus- decisions (based on the description of the carbide-free bainite in WO 96/22396 ). Since silicon is an efficient solid solution in the bainite, its content must be limited to at most 1.2 wt .-%, so as not to exceed the maximum desired tensile strength of 1400 MPa.
  • the lower limit in manganese to 1.20% by weight and chromium to 0.70% by weight ensures that a bainitic structure can be produced from the forming heat when the air cools down.
  • the manganese content must be limited to 1.70 wt .-%.
  • Chromium constricts the bainite area, which favors the formation of martensite. For this reason, the chromium content must be limited to 1.60 wt .-%.
  • molybdenum can be alloyed to suppress possible temper embrittlement.
  • the precipitation of iron carbides at the primary grain boundaries and a related loss of toughness can thus be prevented.
  • the molybdenum content is to be chosen as low as necessary and is therefore at most 0.3 wt .-%, in particular about 0.15 to 0.28 wt .-%.
  • Nickel improves notched impact strength and therefore has a negative impact on machinability. Therefore, the nickel content is limited to 0.30 wt%, more preferably about 0.05 to 0.1 wt%.
  • Sulfur is a steel pest. It forms manganese sulfide precipitates and weakens the microstructure. This has a negative effect on the fatigue strength of dynamically loaded components. Because of this, the sulfur content became limited to 0.03 wt .-%. Preferably, the sulfur content is 0.010 to 0.020 wt .-% and in particular about 0.015 wt .-%.
  • the addition of aluminum is not mandatory for the production of the product according to the invention and is therefore at most 0.01% by weight, in particular 0.005 to 0.009% by weight.
  • Phosphorus is a steel pest. It goes to the Austenitkorngrenzen and weakens the structure. This has a negative effect on the fatigue strength of dynamically loaded components. For this reason, the phosphorus content was limited to 0.03 wt .-% and is in particular 0.01 to 0.02 wt .-%.
  • Copper is a steel pest. At high copper contents, red brittleness occurs in hot forming. For this reason, the copper content is limited to 0.25 wt .-% and is in particular 0.1 to 0.2 wt .-%.
  • Hard oxide or nitride inclusions have a negative effect on the machinability above a certain size.
  • titanium titanium oxides and coarse titanium carbonitrides
  • aluminum hard Al 2 O 3 compounds
  • niobium and vanadium a negative effect must also be assumed.
  • the micro-alloying elements titanium, niobium and vanadium are therefore limited to 0.01 wt .-%.
  • Boron is usually alloyed with bainitic steels to suppress the formation of ferrite.
  • the nitrogen present in the steel must be bound with titanium. Because the addition of Titanium is to be avoided, this alloy concept can not be applied here. Boron will therefore be present only in traces to 0.001 wt .-%.
  • oxide inclusions should be set with an Al 2 O 3 content of ⁇ 50 wt .-%.
  • the metallurgical treatment according to claim 4 is carried out so that soft, glassy silicate inclusions arise with the following relative proportions by weight: 20 to 50% CaO, 25 to 65% SiO 2 and less than 30% Al 2 O 3 . The tool life of the tools used in machining is then significantly extended.
  • a heat treatment of up to 2 hours at 300 to 600 ° C. according to claim 7 may be expedient. Tensions introduced by strain hardening are thereby reduced.
  • a steel melt "steel 1" was cast and then rolled into bar steel.
  • the molten steel was produced by the electrical steel process with a secondary metallurgical treatment on a ladle and subsequent casting to 150 ⁇ 150 mm 2 sticks in a continuous casting plant.
  • the billets were then reheated in a walking beam oven to 1'150 to 1'200 ° C and then rolled into bar steel in diameter 043 mm.
  • the cooling of the rods after rolling was carried out in air (cooling rate about 1.0 K / s).
  • the rods were shot peened to remove the iron oxide skin. Thereafter, the rods were either drawn at room temperature or in the temperature range between 350 and 450 ° C by a multi-stage die to the final dimension of 040 mm and directed in a two-roll straightening machine. The final conductive heating at 350 resp. 500 ° C was used to reduce deformation-induced surface tensions.
  • the machinability of the manufactured variants was tested in a standard test at the ISF in Dortmund.
  • the test specimens used were double-turned and one-sided center bored rods with a length of 190 mm.
  • the tests were carried out under the type Becher Avantin 3309 emulsion with a concentration of about 6-8%.
  • the turning tool (CNMG120404-PF4215) was selected to allow the standard steel 42CrMo4 + QT (at Rm ⁇ 1'000 MPa) to have an industrially common machining time of 18 minutes without violating a wear mark width criterion of V Bmax ⁇ 300 ⁇ m.
  • the cutting speed was 200 m / min
  • Table 1 shows the steel compositions used for this comparison.
  • the composition of the existing oxide inclusions was analyzed by scanning electron microscopy using EDX.
  • the structural components of steel 1 were determined quantitatively in the scanning electron microscope (for bainite and ferrite) and in the X-ray diffractometer (for retained austenite). Within the measuring accuracy the differences of the three variants are small. The results are shown in Table 2 for the various heat treatments. For steel 2 there is a 100% compensation structure (tempered martensite). The steels 3 and 4, similar to steel 1, have a mixed structure of bainite, martensite and retained austenite.

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Abstract

Ein blankes bainitisches Langprodukt weist einem Gewichtsanteil von 0.16 bis 0.26 % Kohlenstoff, 0.60 bis 1.20% Silizium, 1.20 bis 1.70% Mangan, 0.70 bis 1.60% Chrom, bis zu 0.20% Nickel, bis zu 0.30% Molybdän, bis zu 0.03% Schwefel, bis zu 0.01% Aluminium, bis zu 0.03% Phosphor, bis zu 0.25% Kupfer, bis zu 0.001% Bor, bis zu 0.01% Titan, bis zu 0.01% Vanadium. bis zu 0.01% Niob, bis zu 0.015% Stickstoff und bis zu 0.01% in oxidischen Einschlüssen gebundener Sauerstoff, der Rest Eisen sowie stahlübliche Verunreinigungen auf. Es liegen folgende Gefügebestandteile vor: 60 bis 80% Bainit, bis 30% Martensit, bis zu 8% Ferrit und bis 15% Restaustenit. Der Zugversuch nach ISO 6892-1 ergibt: Rp0.2 = 950 bis 1'400 MPa, Rm = 1'150 bis 1'400 MPa, 0.87 < Rp0.2/Rm < 0.99 und A5 = 9.0 bis 17.0%.

Description

    Technisches Gebiet
  • Die Erfindung betrifft ein blankes bainitisches Langprodukt gemäss dem Oberbegriff des Anspruchs 1 sowie Verwendungen davon und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
    • Stand der Technik
  • Tendenzen zum Downsizing oder Forderungen nach höherer Leistung bei geringerer Umweltbelastung in der Automobilindustrie führen zum Einsatz neuer Werkstoffe mit höherer Festigkeit.
  • Kontinuierlich aus der Umformhitze abgekühlte bainitische Stähle bieten dabei unter statischer Last ähnliche Festigkeits-und Zähigkeitseigenschaften wie wärmebehandelte Stähle mit Vergütungsgefüge. Während sich Vergütungsstähle unter dynamischer Last jedoch entfestigen, findet man bei den bainitischen Stählen eine Verfestigung. Aufgrund des TRIP-Effekts (verformungsinduzierte Umwandlung von Austenit in Martensit) verhalten sich bainitische Stähle auch vorteilhafter bei Überlasten (Spannungsspitzen). Dies macht sich in einer höheren Zeitfestigkeit bemerkbar.
  • Bei gleicher Ausgangsfestigkeit sind die Ermüdungseigenschaften (Dauerfestigkeit, Zeitfestigkeit, Kerbempfindlichkeit, Lebensdauer) der bainitischen Stähle den Vergütungsstählen deshalb deutlich überlegen.
  • Durch den Einsatz von bainitischen Werkstoffen mit einer Zugfestigkeit von ca. 1'300 MPa liesse sich beispielsweise die Leistungsfähigkeit von Common-Rails oder Injektoren und damit des gesamten Verbrennungsmotors steigern. Die WO 2009/090155 A1 beschreibt eine solche Anwendung für einen bainitischferritischen Werkstoff ohne TRIP-Effekt.
  • Trotz der Vorteile haben sich diese innovativen Stähle bisher nur vereinzelt durchsetzen können. Die hohe Festigkeit bringt neue Herausforderungen für die Teilefertigung mit sich. In spanenden Prozessen erhöhen sich die Schnittkräfte und die Temperaturen am Werkzeug. Dies führt zu einer kürzeren Werkzeugstandzeit bzw. zu einer geringeren Produktivität. Durch Optimierung von Werkzeuggeometrie und Zerspanungsparametern können Produktivitätsverluste häufig teilweise wieder kompensiert werden (siehe z.B. Biermann, D.; Hartmann, H. Herausforderungen bei der Zerspanung höherfester Stähle. In: Stahl- und Gusszerspanung 2013 - Innovative Bearbeitungsverfahren für die wirtschaftliche Fertigung, 12.11.-13.11. 2013, Kassel, ISBN 978-3-942980-33-3, S. 129-138.) Die inverse Korrelation zwischen Zerspanbarkeit und Festigkeit bleibt dennoch bestehen.
  • Es gibt deshalb einen Bedarf an zerspanungsverbesserte hochfeste bainitische Stähle. Dies gilt insbesondere für Blankstahlprodukte, die in gezogener Ausführung für die spanende Bauteilfertigung eingesetzt werden.
  • EP 2103704 A1 beschreibt ein solches Produkt. Durch das dort beschriebene Herstellverfahren kann auf die Zugabe von Aluminium und Titan verzichtet werden. Dadurch wird die Bildung von abrasiv wirkenden Oxideinschlüssen vermieden. Ein hoher Schwefelgehalt von 0.04 bis 0.25% verbessert die Zerspanbarkeit zusätzlich. Der Schwefel bildet mit Mangan Sulfideinschlüsse, die einerseits den Spanbruch erleichtern und andererseits eine schützende Schicht auf dem Werkzeug bilden. Die Werkzeugstandzeit und die Produktivität werden dadurch erhöht. Gleichzeitig sind die Mangansulfide aber auch Materialschwachstellen, an denen unter dynamischer Last Risse entstehen können. Dies reduziert die Lebenserwartung von dynamisch belasteten Bauteilen. Für hoch beanspruchte Sicherheitsbauteile kann dieser Stahl deshalb nicht eingesetzt werden.
  • EP 1426453 A1 beschreibt ein Schmiedebauteil aus einem bainitischen Stahl, der für die spanende Bearbeitung geeignet sein soll. Die gute Zerspanbarkeit wird in diesem Fall ebenfalls erst durch Legieren mit Schwefel, Tellur, Selen, Wismut oder Blei erreicht (siehe dort Ansprüche 6 und 7). Sowohl die Umweltverträglichkeit als auch die Eignung für hochbeanspruchte Bauteile wird dadurch eingeschränkt.
  • WO 2011/124851 betrifft Bauteile, die durch Schmieden oder spanabhebende Bearbeitung von Langstahl hergestellt werden. Es handelt sich also um nicht gezogene Bauteile, die bekanntermassen ein vergleichsweise niedriges Streckgrenzenverhältnis aufweisen. Die darin beschriebenen Stähle weisen einen geringen Siliziumgehalt von höchstens 0.1 Gew.-% auf.
  • Ein in der Zerspanung gut bearbeitbares blankes bainitisches Langprodukt in einem Abmessungsbereich von 5.0 bis 70 mm mit bainitischer Gefügestruktur steht heute für die Anwendung in dynamisch stark beanspruchten Bauteilen noch nicht zur Verfügung.
    • Darstellung der Erfindung
  • Aufgabe der Erfindung ist es, ein blankes bainitisches Langprodukt bereitzustellen, mit dem insbesondere die obigen Nachteile vermieden werden. Weitere Aufgaben der Erfindung betreffen Verwendungen des erfindungsgemässen Langprodukts. Noch eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung eines blanken bainitischen Langprodukts anzugeben.
  • Die Bezeichnung "blankes Langprodukt" bezieht sich auf ein gezogenes, kalt umgeformtes Langprodukt nach DIN EN 10'277-1.
  • Gelöst werden diese Aufgaben durch das im Anspruch 1 definierte blanke bainitische Langprodukt, die in den Ansprüchen 5 und 6 definierten Verwendungen sowie das im Anspruch 8 definierte Herstellverfahren.
  • Die nachfolgenden Gehaltsangaben in Prozent (%) bzw. in Teilen pro Million ("parts per million, ppm") beziehen sich - sofern nicht ausdrücklich anders angegeben - auf Gewichtsanteile.
  • Das erfindungsgemässe blanke bainitische Langprodukt weist einen Gewichtsanteil von
    • 0.16 bis 0.26 % Kohlenstoff,
    • 0.60 bis 1.20% Silizium,
    • 1.20 bis 1.70% Mangan,
    • 0.70 bis 1.60% Chrom,
    • bis zu 0.20% Nickel,
    • bis zu 0.30% Molybdän,
    • bis zu 0.03% Schwefel,
    • bis zu 0.01% Aluminium,
    • bis zu 0.03% Phosphor,
    • bis zu 0.25% Kupfer,
    • bis zu 0.001% Bor,
    • bis zu 0.01% Titan,
    • bis zu 0.01 % Vanadium
    • bis zu 0.01% Niob
    • bis zu 0.015% Stickstoff und
    • bis zu 0.01% in oxidischen Einschlüssen gebundener Sauerstoff
    • der Rest Eisen sowie stahlübliche Verunreinigungen,
    wobei folgende Gefügebestandteile vorliegen
    • 60 bis 80% Bainit,
    • 5 bis 30% Martensit,
    • 0.5 bis 8 % Ferrit und
    • 3 bis 15% Restaustenit
    und wobei der Zugversuch nach ISO 6892-1 ergibt:
    • Rp0.2 = 950 bis 1'400 MPa
    • Rm = 1'150 bis 1'400 MPa
    • 0.87 < Rp0.2/Rm < 0.99
    • A5= 9.0 bis 17.0%.
  • Das erfindungsgemässe Herstellungsverfahren umfasst folgende Schritte:
    • Herstellen einer Stahllegierung mit einem Gewichtsanteil von
      • 0.16 bis 0.26 % Kohlenstoff,
      • 0.60 bis 1.20% Silizium,
      • 1.20 bis 1.70% Mangan,
      • 0.70 bis 1.60% Chrom,
      • bis zu 0.20% Nickel,
      • bis zu 0.30% Molybdän,
      • bis zu 0.03% Schwefel,
      • bis zu 0.01% Aluminium,
      • bis zu 0.03% Phosphor,
      • bis zu 0.25% Kupfer,
      • bis zu 0.001% Bor,
      • bis zu 0.01% Titan,
      • bis zu 0.01 % Vanadium
      • bis zu 0.01% Niob
      • bis zu 0.015% Stickstoff und
      • bis zu 0.01% in oxidischen Einschlüssen gebundener Sauerstoff,
      • der Rest Eisen sowie stahlübliche Verunreinigungen,
      und Vergiessen zu einer Form vordefinierten Formates ("Stahlherstellung");
    • Wiedererwärmen des Einheitsformats, Warmwalzen zu Draht oder Stab und Abkühlen auf eine Temperatur unter 400°C mit einer Abkühlrate von 0.1 bis 8.0 K/s ("Walzen");
    • chemische oder mechanische Entfernung der äusseren Eisenoxidhaut ("Entzundern");
    • Ziehen des Walzstahls durch ein Werkzeug mit vordefiniertem Innenprofil ("Ziehen") bei einer Temperatur von 25 bis 600°C, wobei es sich vorzugsweise um ein Rund- oder Sechskantprofil handelt;
    • mechanisches Richten zur Erzeugung einer geeigneten Geradheit ("Richten");
    • Entspannen bei einer Temperatur von 250 bis 600°C ("Entspannen").
  • Bevorzugte Ausführungsformen sind in den abhängigen Ansprüchen definiert.
  • Der Zugversuch nach ISO 6892-1 ist ein Standardverfahren zur Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften eines Werkstoffs. Die zugehörigen Begriffe sind in der Norm ISO 6892-1 definiert. Die Dehngrenze Rp0.2 gibt an, welche Spannung bei einer plastischen Dehnung von 0.2% vorliegt. Diese Messgrösse wird dann verwendet, wenn kein scharfer Übergang zwischen elastischem und plastischem Werkstoffverhalten vorliegt. Die Zugfestigkeit Rm ist die maximale Spannung im gemessenen Spannungs-Dehnungsdiagramm. Die Zugfestigkeit wird in dem Moment erreicht, an dem die Probe anfängt einzuschnüren (lokale Verjüngung des Probenquerschnitts). Die Bruchdehnung A5 ist die Verlängerung der Probe beim Zeitpunkt des Bruchs, wobei sich der Index 5 auf das Verhältnis der Anfangsmesslänge L0 zum Anfangsdurchmesser d0 bezieht.
  • Während warmumgeformte bainitische Produkte (Schmiedebauteil, Stabstahl usw.) eine geringe Dehngrenze Rp0.2 und damit auch ein niedriges Rp0.2/Rm-Verhältnis aufweisen (in den Beispielen aus EP 1425453 liegt das Rp0.2/Rm-Verhältnis zwischen 0.6 und 0.7), können durch die Kombination von Ziehen und anschliessender Entspannungsbehandlung nahezu beliebige Rp0.2/Rm-Verhältnisse zwischen 0.6 und 1.0 eingestellt werden.
  • Es wurde überraschend gefunden, dass sich die erfindungsgemässe Stahlzusammensetzung bei konstant vorgegebener Zugfestigkeit deutlich besser zerspanbar ist, wenn das Streckgrenzenverhältnis Rp0.2/Rm über 0.87 liegt. Die deutlich verbesserte Zerspanbarkeit äussert sich in markant längere Werkzeugstandzeiten.
  • Bei dem erfindungsgemäss hergestellten blanken bainitischen Langprodukt sind die Legierungskomponenten so gewählt, dass bei üblichen Abkühlraten aus der Walzhitze von 0.1 bis 8.0 K/s immer ein bainitisch-martensitisches Gefüge mit Zugfestigkeitsniveau von 900 bis 1'200 MPa resultiert, ohne dass kostspielige Legierungselemente und/oder spezielle Einrichtungen zur beschleunigten Abkühlung aus der Walzhitze verwendet werden müssen. Damit die erfindungsgemässe Eigenschaften eingestellt werden können, muss das Produkt im Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 600 °C gezogen und anschliessend in einem Temperaturbereich von 250 und 600°C angelassen werden.
  • Im Ziehprozess werden bei Abzügen über 10% (=Querschnittsreduktion) Streckgrenzenverhältnisse Rp0.2/Rm von 0.90 bis 1.00, insbesondere von 0.95 bis 1.00, eingestellt. Beim anschliessenden Anlassen sinkt das Streckgrenzenverhältnis Rp0.2/Rm, wobei es erfindungsgemäss auf über 0.87 zu halten ist. Bei Anlasstemperaturen über 600°C fällt das Streckgrenzenverhältnis Rp0.2/Rm in der Regel unter diesem Wert.
  • Gemäss einer vorteilhaften Ausführungsform (Anspruch 2) liegt das Streckgrenzenverhältnis Rp0.2/Rm im Bereich von 0.87 bis 0.94.
  • Durch die untere Begrenzung des Kohlenstoffgehalts auf 0.16% wird in Kombination mit Mangan und Chrom sichergestellt, dass nur noch geringe Ferritanteile von 0.1 bis höchstens 8%, typischerweise 3 bis 5% im Gefüge vorliegen. Zu hohe Ferritanteile beeinträchtigen sowohl das Festigkeitsniveau wie auch die Kerbschlagzähigkeit des Produkts.
  • Durch die obere Begrenzung des Kohlenstoffs auf 0.26% wird gewährleistet, dass die Zugfestigkeit nicht über 1'400 MPa ansteigt. Höhere Festigkeitswerte verschlechtern die Bearbeitbarkeit im nachgelagerten Ziehprozess oder Zerspanungsprozess. Höhere Kohlenstoffgehalte fördern ausserdem die Bildung von Karbiden, was die Duktilität nachteilig beeinflusst.
  • Silizium unterdrückt die Bildung von harten und in der Zerspanung abrasiven Fe3C-Ausscheidungen (Zementit). Die gewählte Siliziumkonzentration erlaubt eine einstündige Anlassbehandlung bei 400°C, ohne dass sich grobe Zementitaus-scheidungen bilden können (in Anlehnung an die Beschreibung des karbidfreien Bainits in WO 96/22396 ). Da Silizium ein effizienter Mischkristallverfestiger im Bainit ist, muss sein Gehalt auf höchstens 1.2 Gew.-% begrenzt werden, um die maximal gewünschte Zugfestigkeit von 1'400 MPa nicht zu überschreiten.
  • Durch die untere Begrenzung in Mangan auf 1.20 Gew.-% und Chrom auf 0.70 Gew.-% wird sichergestellt, dass bei Luftabkühlung ein bainitisches Gefüge aus der Umformhitze entstehen kann.
  • Bei einem zu hohen Mangangehalt werden die Manganseigerungen ausgeprägt und das Gefüge wird sehr inhomogen. Aus diesem Grund muss der Mangangehalt auf 1.70 Gew.-% begrenzt werden.
  • Chrom schnürt das Bainitgebiet ein, was die Bildung von Martensit begünstigt. Aus diesem Grund muss der Chromgehalt auf 1.60 Gew.-% begrenzt werden.
  • Falls der Stahl im Temperaturbereich zwischen 250 und 600°C angelassen werden soll, kann Molybdän legiert werden, um eine mögliche Anlassversprödung zu unterdrücken. Die Ausscheidung von Eisenkarbiden an den Primärkorngrenzen und einen damit verbundenen Zähigkeitsverlust kann so verhindert werden. Aus Kostengründen ist der Molybdängehalt so niedrig wie notwendig zu wählen und beträgt demnach höchstens 0.3 Gew.-%, insbesondere ungefähr 0.15 bis 0.28 Gew.-%.
  • Nickel verbessert die Kerbschlagzähigkeit und wirkt sich deshalb negativ auf die Zerspanbarkeit aus. Deshalb wird der Nickelgehalt auf 0.30 Gew.-% begrenzt und beträgt insbesondere ungefähr 0.05 bis 0.1 Gew.-%.
  • Schwefel ist ein Stahlschädling. Es bildet Mangansulfidausscheidungen und schwächt das Gefüge. Dies wirkt sich bei dynamisch belasteten Bauteilen negativ auf die Ermüdungsfestigkeit aus. Aus diesem Grund wurde der Schwefelgehalt auf 0.03 Gew.-% begrenzt. Vorzugsweise beträgt der Schwefelgehalt 0.010 bis 0.020 Gew.-% und insbesondere ungefähr 0.015 Gew.-%.
  • Die Zugabe von Aluminium ist für die erfindungsgemässe Herstellung des Produkts nicht zwingend und beträgt deshalb höchstens 0.01 Gew.-%, insbesondere 0.005 bis 0.009 Gew.-%.
  • Phosphor ist ein Stahlschädling. Es geht an die Austenitkorngrenzen und schwächt das Gefüge. Dies wirkt sich bei dynamisch belasteten Bauteilen negativ auf die Ermüdungsfestigkeit aus. Aus diesem Grund wurde der Phosphorgehalt auf 0.03 Gew.-% begrenzt und beträgt insbesondere 0.01 bis 0.02 Gew.-%.
  • Kupfer ist ein Stahlschädling. Bei hohen Kupfergehalten kommt es in der Warmumformung zu Rotbrüchigkeit. Aus diesem Grund ist der Kupfergehalt auf 0.25 Gew.-% begrenzt und beträgt insbesondere 0.1 bis 0.2 Gew.-%.
  • Es ist zu bemerken, dass die Elemente P, S, Mo, Ni, Al und Cu nicht zulegiert werden und deshalb auch in beliebig geringen Mengenanteilen vorhanden sein können.
  • Harte Oxid- oder Nitrideinschlüsse wirken sich ab einer gewissen Grösse negativ auf die Zerspanbarkeit aus. Insbesondere Titan (Titanoxide und grobe Titankarbonitride) und Aluminium (harte Al2O3-Verbindungen) verschlechtern sowohl die Zerspanbarkeit wie die Lebensdauer von dynamisch belasteten Bauteilen. Bei Niob und Vanadium muss ebenfalls von einer negativen Wirkung ausgegangen werden. Die Mikrolegierungselemente Titan, Niob und Vanadium werden deshalb auf 0.01 Gew.-% begrenzt.
  • Bor wird bei den bainitischen Stählen in der Regel legiert, um die Bildung von Ferrit zu unterdrücken. Damit das Bor in diesem Sinne wirksam ist, muss der im Stahl vorhandene Stickstoff mit Titan abgebunden werden. Da die Zugabe von Titan zu vermeiden ist, kann dieses Legierungskonzept hier nicht angewendet werden. Bor wird deshalb nur in Spuren bis 0.001 Gew.-% vorhanden sein.
  • Dem erfindungsgemäss hergestellten blanken bainitischen Langprodukt wird kein Aluminium zugegeben. In Kombination mit einem hohen Siliziumgehalt und einer geringen Kalziumzugabe am Ende der metallurgischen Behandlung sollen gemäss Anspruch 3 Oxideinschlüsse mit einem Al2O3-Gehalt von < 50 Gew.-% eingestellt werden. Vorzugsweise wird die metallurgische Behandlung gemäss Anspruch 4 so vorgenommen, dass weiche, glasartige Silikateinschlüsse mit folgenden relativen Gewichtsanteilen entstehen: 20 bis 50% CaO, 25 bis 65% SiO2 und weniger als 30% Al2O3. Die Werkzeugstandzeit der in der Zerspanung eingesetzten Werkzeuge wird dann deutlich verlängert.
  • Stickstoff geht an die Austenitkorngrenzen und schwächt das Gefüge. Dies wirkt sich bei dynamisch belasteten Bauteilen negativ auf die Ermüdungsfestigkeit aus Aus diesem Grund wurde der Stickstoffgehalt auf höchstens 0.0150 Gew.-% begrenzt. Ohne erheblichen Aufwand wird eine Untergrenze von 50 ppm nicht unterschritten.
  • Vor der weiteren Bearbeitung des blanken bainitischen Langprodukts kann eine Wärmebehandlung bis 2 Stunden bei 300 bis 600°C gemäss Anspruch 7 sinnvoll sein. Durch die Kaltverfestigung eingebrachte Spannungen werden dadurch abgebaut.
    • Wege zur Ausführung der Erfindung
  • Ein Ausführungsbeispiel der Erfindung wird nachfolgend unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher beschrieben, dabei zeigt:
    • Fig. 1
    die Ergebnisse für die Werkzeugstandzeit bei zwei Werten der Werkstofffestigkeit Rm in Abhängigkeit des Streckgrenzenverhältnisses Rp0.2/Rm.
  • Im Rahmen eines Ausführungsbeispiels wurde eine Stahlschmelze "Stahl 1" vergossen und anschliessend zu Stabstahl gewalzt. Die Herstellung der Stahlschmelze erfolgte nach dem Elektrostahl-Verfahren mit einer sekundärmetallurgischen Behandlung an einem Pfannenstand und anschliessendem Vergiessen zu 150x150 mm2-Knüppeln in einer kontinuierlichen Stranggussanlage. Die Knüppel wurden danach in einem Hubbalkenofen auf 1'150 bis 1'200°C wieder erwärmt und anschliessend zu Stabstahl in Durchmesser 043 mm gewalzt. Die Abkühlung der Stäbe nach der Walzung erfolgte an Luft (Kühlrate ca. 1.0 K/s).
  • In der Blankstahlfertigung wurden die Stäbe zur Entfernung der Eisenoxidhaut kugelgestrahlt. Danach wurden die Stäbe entweder bei Raumtemperatur oder im Temperaturbereich zwischen 350 und 450°C durch einen mehrstufigen Ziehstein auf das Endmass von 040 mm gezogen und in einer Zweiwalzen-Richtmaschine gerichtet. Die abschliessende konduktive Erwärmung bei 350 resp. 500°C diente zur Abbau von verformungsinduzierte Oberflächenspannungen.
  • Die Zerspanbarkeit der gefertigten Varianten wurde in einem Standardtest am ISF in Dortmund geprüft. Als Versuchsproben kamen beidseitig plangedrehte und einseitig zentriergebohrte Stäbe mit einer Länge von 190 mm zum Einsatz. Die Versuche liefen unter Emulsion vom Typ Bechern Avantin 3309 mit einer Konzentration von ca. 6-8%. Das Drehwerkzeug (CNMG120404-PF4215) wurde so ausgewählt, dass mit dem Standardstahl 42CrMo4+QT (bei Rm ≈ 1'000 MPa) eine industriell übliche Bearbeitungszeit von 18 min ermöglicht werden, ohne das ein Verschleissmarkenbreitekriterium von VBmax ≤ 300 µm verletzt wird. Bei einem Vorschub f von 0.3 mm/U und einer Schnitttiefe ap von 1 mm betrug die Schnittgeschwindigkeit 200 m/min
  • Da sich die Zerspanbarkeit mit steigender Werkstofffestigkeit Rm abnimmt (die Werkzeugstandzeit verkürzt sich), macht ein vergleichender Test nur bei konstanter Werkstofffestigkeit Sinn. Bei vorgegebener Stahlzusammensetzung lassen sich durch die Variation der Produktions- und Wärmebehandlungsparameter jedoch nicht beliebige Kombinationen von Zugfestigkeit Rm und Streckgrenzenverhältnis Rp0.2/Rm einstellen. Aus diesem Grund wurden die hergestellten Varianten mit dem Stahl 2 und mit aus der Literatur bekannten Referenzstählen Stahl 3 und Stahl 4 verglichen, die ebenfalls am ISF in Dortmund mit demselben Testverfahren charakterisiert worden waren.
  • Tabelle 1 zeigt die Stahlzusammensetzungen, die für diesen Vergleich verwendet wurden. Die Zusammensetzung der vorhandenen oxidischen Einschlüssen wurde im Rasterelektronenmikroskop mit EDX analysiert. Die mittlere Zusammensetzung (bei 2'222 gemessene Einschlüssen) im normierten Dreistoffsystem CaO-Al2O3-SiO2 war CaO = 46.3%, Al2O3 = 27.9%, SiO2 = 25.8%.
  • Die Gefügebestandteilen von Stahl 1 wurden quantitativ im Rasterelektronenmikroskop (für Bainit und Ferrit) und im Röntgendiffraktometer (für Restaustenit) bestimmt. Innerhalb der Messgenauigkeit sind die Unterschiede der drei Varianten gering. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 2 für die verschiedenen Wärmebehandlungen dargestellt. Bei Stahl 2 liegt ein 100%-iges Vergütungsgefüge (angelassener Martensit) vor. Die Stähle 3 und 4 weisen ähnlich wie Stahl 1 ein Mischgefüge aus Bainit, Martensit und Restaustenit auf. Tabelle 1
    Stahl 1* Stahl2 Stahl3 Stahl4
    Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-%
    C 0.17 0.51 0.22 0.17
    Si 1.20 0.26 0.49 1.46
    Mn 1.49 0.67 1.72 1.52
    P 0.015 0.016 0.019 0.013
    S 0.015 0.007 0.013 0.017
    Cr 1.21 1.06 1.58 1.32
    Mo 0.28 0.20 0.30 0.06
    Ni 0.07 0.18 0.19 0.16
    Al 0.005 0.029 0.005 0.016
    B - - - 0.0021
    Cu 0.11 0.22 0.015 0.13
    Nb - - 0.095 0.029
    Ti - - 0.032 0.029
    N 0.0099 0.0070 0.0258 0.0113
    *erfindungsgemäss
    Tabelle 2
    Bainit Martensit Restaustenit Ferrit
    % % % %
    Gezogen bei RT** 71 ±3 23±5 3±3 3±1
    Entspannt bei 350°C
    Gezogen bei 400°C 72±3 18±5 7±3 3±1
    Entspannt bei 350°C
    Gezogen bei 400°C 76±3 11±5 9±3 4±1
    Entspannt bei 500°C
    **RT=Raumtemperatur
  • Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse für die Werkzeugstandzeit bei einer ausgewählten Werkstofffestigkeit von Rm = 1'230 ± 30 MPa. Die Korrelation zwischen Streckgrenzenverhältnis Rp0.2/Rm und Werkzeugstandzeit wurde überraschend festgestellt. Durch Erhöhung des Rp0.2/Rm-Verhältnisses konnte die Werkzeugstandzeit mehr als verdoppelt werden. Tabelle 3
    A5 Rm Rp0.2/Rm Standzeit (VB = 300 µm)
    % MPa MPa Min
    Stahl 1* 11.6 1234 0.94* 12
    Gezogen bei RT
    Entspannt bei 350°C
    Stahl 1* 10.5 1231 0.99* 20
    Gezogen bei 400°C
    Entspannt bei 350°C
    Stahl 2 14.1 1202 0.85 8
    Stahl 3 14.4 1253 0.7 6.5
    *erfindungsgemäss
  • Für eine Überprüfung dieses Zusammenhangs bei Rm = 1'165 MPa standen nur zwei Stahlvarianten zur Verfügung (Tabelle 4). Da sich der Verschleiss aufgrund der tieferen Festigkeit langsamer einstellt, wurde das Kriterium für die Verschleissmarkenbreite auf 200 µm reduziert. Die Gegenüberstellung zeigt, dass bereits bei einem Rp0.2/Rm-Verhältnis von 0.88 deutlich besserer Werkzeugstandzeiten erreicht werden. Tabelle 4
    A5 Rm Rp0.2/Rm Standzeit (VB = 200 µm)
    % MPa MPa Min
    Stahl 1* 16.2 1163 0.88* 18
    Gezogen bei 400°C
    Entspannt bei 500°C
    Stahl 4 12.5 1167 0.67 9
    *erfindungsgemäss
  • Die Ergebnisse aus den Tabellen 2 und 3 sind in der Figur 1 zusammengefasst.

Claims (8)

  1. Ein blankes bainitisches Langprodukt mit einem Gewichtsanteil von
    0.16 bis 0.26 % Kohlenstoff,
    0.60 bis 1.20% Silizium,
    1.20 bis 1.70% Mangan,
    0.70 bis 1.60% Chrom,
    bis zu 0.20% Nickel,
    bis zu 0.30% Molybdän,
    bis zu 0.03% Schwefel,
    bis zu 0.01% Aluminium,
    bis zu 0.03% Phosphor,
    bis zu 0.25% Kupfer,
    bis zu 0.001% Bor,
    bis zu 0.01% Titan,
    bis zu 0.01 % Vanadium
    bis zu 0.01% Niob
    bis zu 0.015% Stickstoff und
    bis zu 0.01% in oxidischen Einschlüssen gebundener Sauerstoff,
    der Rest Eisen sowie stahlübliche Verunreinigungen,
    wobei folgende Gefügebestandteile vorliegen:
    60 bis 80% Bainit,
    bis 30% Martensit,
    bis zu 8% Ferrit und
    bis 15% Restaustenit
    und wobei der Zugversuch nach ISO 6892-1 ergibt:
    Rp0.2 = 950 bis 1'400 MPa
    Rm = 1'150 bis 1'400 MPa
    0.87 < Rp0.2/Rm < 0.99
    A5 = 9.0 bis 17.0%.
  2. Das blanke bainitische Langprodukt nach Anspruch 1, wobei Rp0.2/Rm = 0.87 bis 0.94 beträgt.
  3. Das blanke bainitisches Langprodukt nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es oxidische Einschlüsse enthält mit weniger als 50 Gew.-% Al2O3.
  4. Das blanke bainitisches Langprodukt nach Anspruch 3, wobei die oxydischen Einschlüsse folgende relative Gewichtsanteile: 20 bis 50% CaO, 25 bis 65% SiO2 und weniger als 30% Al2O3.
  5. Verwendung eines blanken bainitsichen Langprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 4 für die spanabhebende Bearbeitung.
  6. Verwendung eines blanken bainitischen Langprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 4 für die Herstellung von dynamisch belasteten Automobilkomponenten, insbesondere im Bereich der Dieselinjektion.
  7. Verwendung nach Anspruch 5 oder 6, wobei das blanke bainitische Langprodukt vor der spanabhebenden Bearbeitung und/oder Komponentenherstellung einer Wärmebehandlung bis 2 Stunden bei 300 bis 600°C unterzogen wird.
  8. Verfahren zur Herstellung eine blanken bainitischen Langprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 4, umfassend die folgenden Schritte:
    - Herstellen einer Stahllegierung mit einem Gewichtsanteil von
    0.16 bis 0.26 % Kohlenstoff,
    0.60 bis 1.20% Silizium,
    1.20 bis 1.70% Mangan,
    0.70 bis 1.60% Chrom,
    bis zu 0.20% Nickel,
    bis zu 0.30% Molybdän,
    bis zu 0.03% Schwefel,
    bis zu 0.01% Aluminium,
    bis zu 0.03% Phosphor,
    bis zu 0.25% Kupfer,
    bis zu 0.001% Bor,
    bis zu 0.01% Titan,
    bis zu 0.01 % Vanadium
    bis zu 0.01% Niob
    bis zu 0.015% Stickstoff und
    bis zu 0.01% in oxidischen Einschlüssen gebundener Sauerstoff,
    der Rest Eisen sowie stahlübliche Verunreinigungen,
    und Vergiessen zu einer Form vordefinierten Formates;
    - Wiedererwärmen des Einheitsformats, Warmwalzen zu Draht oder Stab und Abkühlen auf eine Temperatur unter 400°C mit einer Abkühlrate von 0.1 bis 8.0 K/s;
    - chemische oder mechanische Entfernung der äusseren Eisenoxidhaut;
    - Ziehen des Walzstahls durch ein Werkzeug mit vordefiniertem Innenprofil bei einer Temperatur von 25 bis 600°C;
    - mechanisches Richten;
    - Entspannen bei einer Temperatur von 250 bis 600°C.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114811207A (zh) * 2021-01-28 2022-07-29 横滨橡胶株式会社 软管用金属线的规格决定方法及软管
WO2022253912A1 (fr) 2021-06-02 2022-12-08 Ascometal France Holding Sas Pièce en acier mise en forme à chaud et procédé de fabrication

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1996022396A1 (en) 1995-01-20 1996-07-25 British Steel Plc Improvements in and relating to carbide-free bainitic steels and methods of producing such steels
EP1425453A1 (de) 2001-07-18 2004-06-09 Eos S.R.L. Schwerentflammbare garne und textile flächengebilde, deren herstellung und verwendung zur herstellung von schwerentflammbaren, hitzebeständigen und isolierenden produkten
EP1426453A1 (de) 2002-12-03 2004-06-09 Ascometal Verfahren zur Herstellung von einem geschmiedeten Teil aus Stahl und dadurch hergestelltes Teil
EP1870482A1 (de) * 2005-03-30 2007-12-26 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes kaltgewalztes stahlblech mit hervorragender einheitlicher dehnung und herstellungsverfahren dafür
WO2009090155A1 (de) 2008-01-15 2009-07-23 Robert Bosch Gmbh Bauelement, insbesondere eine kraftfahrzeugkomponente, aus einem dualphasen-stahl
EP2103704A1 (de) 2008-03-10 2009-09-23 Swiss Steel AG Warmgewalztes Langprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2011124851A2 (fr) 2010-04-07 2011-10-13 Ascometal Pièce mécanique en acier à hautes caractéristiques et son procédé de fabrication
WO2012048841A1 (en) * 2010-10-12 2012-04-19 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of hot forming a steel blank and the hot formed part
EP2557184A1 (de) * 2011-08-10 2013-02-13 Swiss Steel AG Warmgewalzte, profilierte Stahlbewehrung für Stahlbetonteile mit verbessertem Feuerwiderstand und Verfahren zu deren Herstellung

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1996022396A1 (en) 1995-01-20 1996-07-25 British Steel Plc Improvements in and relating to carbide-free bainitic steels and methods of producing such steels
EP1425453A1 (de) 2001-07-18 2004-06-09 Eos S.R.L. Schwerentflammbare garne und textile flächengebilde, deren herstellung und verwendung zur herstellung von schwerentflammbaren, hitzebeständigen und isolierenden produkten
EP1426453A1 (de) 2002-12-03 2004-06-09 Ascometal Verfahren zur Herstellung von einem geschmiedeten Teil aus Stahl und dadurch hergestelltes Teil
EP1870482A1 (de) * 2005-03-30 2007-12-26 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes kaltgewalztes stahlblech mit hervorragender einheitlicher dehnung und herstellungsverfahren dafür
WO2009090155A1 (de) 2008-01-15 2009-07-23 Robert Bosch Gmbh Bauelement, insbesondere eine kraftfahrzeugkomponente, aus einem dualphasen-stahl
EP2103704A1 (de) 2008-03-10 2009-09-23 Swiss Steel AG Warmgewalztes Langprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2011124851A2 (fr) 2010-04-07 2011-10-13 Ascometal Pièce mécanique en acier à hautes caractéristiques et son procédé de fabrication
WO2012048841A1 (en) * 2010-10-12 2012-04-19 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of hot forming a steel blank and the hot formed part
EP2557184A1 (de) * 2011-08-10 2013-02-13 Swiss Steel AG Warmgewalzte, profilierte Stahlbewehrung für Stahlbetonteile mit verbessertem Feuerwiderstand und Verfahren zu deren Herstellung

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
BIERMANN, D.; HARTMANN, H.: "Innovative Bearbeitungsverfahren für die wirtschaftliche Fertigung", STAHL- UND GUSSZERSPANUNG, 2013, pages 129 - 138

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114811207A (zh) * 2021-01-28 2022-07-29 横滨橡胶株式会社 软管用金属线的规格决定方法及软管
CN114811207B (zh) * 2021-01-28 2023-11-10 横滨橡胶株式会社 软管用金属线的规格决定方法及软管
WO2022253912A1 (fr) 2021-06-02 2022-12-08 Ascometal France Holding Sas Pièce en acier mise en forme à chaud et procédé de fabrication
FR3123659A1 (fr) 2021-06-02 2022-12-09 Ascometal France Holding Sas Pièce en acier mise en forme à chaud et procédé de fabrication

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