EP3122910A2 - Bauteile aus einer stahllegierung und verfahren zur herstellung hochfester bauteile - Google Patents

Bauteile aus einer stahllegierung und verfahren zur herstellung hochfester bauteile

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EP3122910A2
EP3122910A2 EP15741783.3A EP15741783A EP3122910A2 EP 3122910 A2 EP3122910 A2 EP 3122910A2 EP 15741783 A EP15741783 A EP 15741783A EP 3122910 A2 EP3122910 A2 EP 3122910A2
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EP
European Patent Office
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steel
component
component according
strength
alloy
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP15741783.3A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Uwe Diekmann
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COMTES FHT A.S.
MATPLUS GMBH
Original Assignee
Comtes FHT AS
Matplus GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Comtes FHT AS, Matplus GmbH filed Critical Comtes FHT AS
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Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the invention relates to a component made of a steel alloy and to a method for its production.
  • a component in the sense of the present invention may be a semi-finished product.
  • a tensile test for metallic materials is a standard procedure of material testing according to DIN EN ISO 6892. According to the invention, the material parameters are preferably also measured according to this DIN.
  • An elongation at break A is a material characteristic which shows the permanent elongation of a sample after fracture, based on the initial measurement length. It characterizes the ductility (deformability) of a material. It is the permanent change in length related to the initial measurement length L 0 of a sample in the tensile test after a break.
  • the initial length L 0 is determined before the tensile test by measuring marks on the tensile test. Due to the localized constriction, the elongation at break A is dependent on the initial measuring length L 0 . To obtain comparable values for the elongation at break, proportional rods are used for tensile tests usually, that is samples where the initial gauge length L 0 is the initial cross-section S 0 in a fixed ratio.
  • break-neck Z This is a measure of the ductility of the material:
  • the tensile strength is the stress calculated in the tensile test from the maximum tensile force achieved, based on the original cross section of the sample. As a symbol of tensile strength, for example, the name Rm is used. Dimension of tensile strength is force per area. Commonly used units are N / mm 2 or MPa. Tensile strength is often used for the characterization of materials.
  • the uniform elongation A 0 is the tensile test on the initial length L 0 oriented plastic change in length L 0 -L pm in stress on the tensile test specimen with the maximum force F m. This is usually achieved at the tensile strength Rm.
  • the uniform elongation A g indicates that the tensile specimen does not constrict to the maximum force but expands evenly.
  • the yield strength R e is a material characteristic value and designates the stress up to which a material exhibits no permanent plastic deformation with uniaxial and torque-free tensile stress. It is a yield point. When the yield strength is exceeded, the material no longer returns to its original shape after relieving, but a sample extension remains. The yield strength is usually determined by tensile testing.
  • the steel banana (see Fig. 1) is characterized in that the product of tensile strength and elongation at break over many steel grades is approximately the same and for conventional low-cost stave with ferritic, pearlitic, bainitic or martensitic matrix at about 15,000 MPa *% lies.
  • the product of tensile strength (Rm) measured In the quasi-static tensile test in MPa and elongation at break (A) in% can be used as a simple quality criterion for a steel, paying particular attention to the different criteria for measuring the elongation at break.
  • the total elongation at break A5 consisting of a proportion equal expansion and a proportion of constriction strain for this comparative presentation is used.
  • Increasing the ductility while maintaining the same strength allows on the one hand a higher energy absorption in case of overload (component safety), and on the other hand there is the potential for further cold-forming steps, so that more complex components can be manufactured.
  • MILD means conventional deep drawing grades
  • BH bake hardening steel
  • ie higher strength steels with yield strength increase by the paint branding IF "interstitial free steel”, ie steel without interstitially dissolved alloying parts
  • HSLA high strength low alloy steel
  • ie high strength low alloy steel HSLA
  • TRIP transformation induced plasticity steel
  • ie steel with crystal lattice transformation induced ductility TWIP “twinning induced plasticity steels”
  • Semi-finished products are the generic term for prefabricated raw material forms such as sheets, rods, tubes and coils. Semifinished products are by far the most widespread delivery method for metal materials in manufacturing technology. There are more than 1, 000 types of semi-finished products made of metal and plastic, each of which is standardized in terms of material and surface quality, shape and dimensions and tolerances. It is typical for semi-finished products that the first processing step consists of a blank in which the required section of material is separated by a suitable method (for example sawing). This material section is processed further to the actual finished part.
  • High geometric accuracy of semi-finished products and end products is achieved by a cold forming, for example cold rolling of strip material, cold drawing of tubes, cold heading of rod material, thread rolling, etc ..
  • the cold forming also increases the strength of the semi-finished products and products.
  • Significant cold working generally causes the drastic decrease in ductility, the product of tensile strength and elongation decreases dramatically.
  • a cold strengthened steel with a strength of 1,000 MPa and a resulting elongation of 2% has only one product Rm * A of 2,000 MPa%.
  • the steel is usually subjected to a heat treatment.
  • a protective gas e.g., nitrogen, argon
  • the material recrystallizes, strain hardening is largely reduced, and high plastic deformability occurs. This process is commonly called normalizing.
  • the object of the invention on this background is to provide a component of high strength and ductility that is technically easy to manufacture, and to provide a manufacturing method.
  • the object was achieved by a component according to claim 1 and by a method having the features of the independent claim. Preferred embodiments are given in the dependent claims. Disclosure of the invention
  • a low-alloy steel which thus comprises a high proportion of iron.
  • No alloying element of the low-alloyed steel exceeds an average content of 5 mass%.
  • the proportion of iron in the steel alloy is in particular more than 90% by weight, preferably more than 96% by weight.
  • the alloy includes copper as an alloying element.
  • the invention utilizes the strength-enhancing effect of precipitation hardening with copper. It is not known from the prior art that a marked increase in ductility occurs in cold strengthened steels of high strength parallel to the increase in strength. Thus, the invention utilizes precipitation hardening to simultaneously significantly increase the strength and ductility of the alloy and the semifinished product made therefrom.
  • the invention enables a production-safe process sequence consisting of cold working and annealing below the recrystallization temperature, in particular for the production of semi-finished products and components, which preferably exhibit a high ductility in the strength range from 700 to 1.200 MPa. Elaborate production steps are avoided. A bell annealing or another annealing process with low temperature gradients is sufficient.
  • Precipitation hardening is known in many alloy systems, including steels.
  • the known AFP steels precipitation-hardening ferritic-pearlitic steel
  • This vanadium carbonitrides are excreted during cooling from the forge heat.
  • higher strength fine grain steels, e.g. S700MC obtain their high strength generally by precipitation hardening over carbides, nitrides and carbonitrides of the refractory metals, especially titanium, niobium, vanadium, molybdenum and tungsten.
  • Red brittleness arises during the hot forming of the steel in the temperature range between 1 .000 and 1 .200 ° C. Red brittleness is due to the formation of molten copper by selective corrosion: at high hot working temperatures, the iron oxidizes / scales on the surface, while the nobler copper accumulates. High copper-containing edge zones then become molten. The occurring copper melt reaches the austenite grain boundaries in the steel, so that cracks and fractures form under the least load. Red brittleness is prevented in practice by alloying with nickel, which causes a change in the oxidation and thereby hinders the occurrence of selective corrosion.
  • the proven alloying with nickel is disadvantageous because of the very high alloying costs.
  • Nickel contents on the order of the usual copper contents are generally not accepted in the automotive industry for cost reasons.
  • the low alloy steel which is believed to contain no nickel or only a very small proportion of nickel.
  • the solution pursued in accordance with the invention is thus the use of precipitation hardening via alloying with copper, wherein the usual alloying with nickel is to be completely or at least largely dispensed with for reasons of cost.
  • the phenomenon of red brittleness can also be avoided by the skillful procedure in the production process chain.
  • the oxygen partial pressure can be reduced by suitable furnace atmospheres when heated in the furnace, so that no selective corrosion occurs.
  • the alloy according to the invention has a lower sensitivity to red brittleness.
  • Hot tensile tests on samples from different experimental melts were able to show that cost-effective alloying with boron according to the invention advantageously increased the hot ductility considerably.
  • the fracture waist Z as a measure of the ductility in the hot tensile test could be increased from 25% to 94%.
  • the alloys of the invention are characterized by a high cold workability of more than 80%.
  • the strength and ductility can be varied at a high level above a yield strength of 750 MPa by varying the degree of deformation and heat treatment temperature. In this case, high products of strength Rm and elongation at break A50 of more than 15,000 MPa% are achieved. Even at annealing temperatures below 420 ° C Gleichurgidehnungen A g of more than 10% can be achieved.
  • the alloy according to the invention necessarily contains iron and copper and furthermore one or more of the constituents furthermore mentioned below. In the following, all percentages are based on wt .-% of the total alloy, unless otherwise stated.
  • Iron The main constituent of the alloy is iron in an amount of preferably at least 96% by weight.
  • a high iron content ensures Low costs related to the composition of the alloy and processing throughout the process chain. Higher alloy contents or lower iron contents lead in the classic steelworks, in which mass steels are produced cost-effectively, to long times for the alloy treatment in the ladle, so that a cost-effective production process is hindered.
  • Copper 0.5-2.0% by weight, preferably 0.8-1.6% by weight, particularly preferably 1.0-0.5% by weight. Copper improves cold workability at high base strengths. Copper is dissolved in the ferrite mixed crystal and leads to a solid solution hardening of about 40 MPa per% of dissolved copper.
  • the copper leaves the alpha solid solution and forms fine precipitates.
  • the precipitates provide a significantly higher contribution of about 200 MPa per% of precipitated copper to the strength than the previous solid solution hardening.
  • the lattice of the alpha mixed crystal which is braced by an upstream work hardening, is expanded by diffusing out the Cu atoms, so that the ductility increases significantly below the recrystallization temperature. Below 0.4% by weight of copper, the effect of the copper is comparatively low. Above 1, 5 wt .-% is limited for cost reasons, the use of
  • Carbon may be present in small proportions, preferably 0.04-0.12% by weight, particularly preferably 0.04-0.08% by weight.
  • a low carbon content ensures very good formability and a very good weldability.
  • the cold forming is therefore promoted by the carbon content.
  • Cr-Si-Mn-Ni By varying the contents of Cr, Si, Mn and Ni, the basic strength of the steel and the hardening behavior are influenced.
  • the sum of Cr + Mn + Si + Ni is according to the invention preferably in the range of 0.5 to 2.5 wt .-%.
  • the contents of silicon and manganese are as follows. wherein the total amount of Cr + Mn + Si + Ni is as defined above:
  • Silicon 0-2% by weight. preferably 0.8-1.2% by weight.
  • An appropriate Si content has a favorable influence on the ductility and solidification in the cold working and improves the scale resistance and therefore also has a positive influence on the reduction of the risk of red brittleness.
  • Manganese 0.3-2% by weight. preferably 0.3-0.6% by weight. A comparatively low Mn content has a favorable influence on the segregation behavior in continuous casting and improves the formability. A higher manganese content of 0.6 to 2% leads to a higher basic strength.
  • Nitrogen preferably 0 to 0.01 wt .-%, particularly preferably 0.003 - 0.008 wt .-%. Nitrogen is regularly a common accompanying element.
  • Boron preferably 0 to 0.01 wt .-%, particularly preferably 0.001 to 0.005 wt .-%. Boron is surface-active as a dissolved element in austenite. It improves hardenability in conventional low alloy alloys by retarding ferrite nucleation at the austenite grain boundaries. Here, the boron addition reduces the risk of red rot.
  • Aluminum preferably 0 to 0.04 wt .-%.
  • Aluminum is a common alloying element for deoxidation which is added especially at low levels of manganese and silicon.
  • Ti-Nb-V-Mo-W These refractory metals form carbides and nitrides which, as fine precipitates, can increase strength. A simultaneous increase in strength by excretion of refractory carbonitrides in addition to curing with Cu is possible. The sum of the mentioned elements should initially be alone Cost reasons are less than 0.3 wt .-%. In addition, the effectiveness of the refractory metals is linked to available carbon and / or nitrogen.
  • Titanium preferably 0 to 0, 1 wt .-%, particularly preferably 0.02 to 0.05 wt .-%. Titanium binds the undesirable nitrogen in the ratio of Content in% by weight at high temperatures> 1000 ° C. and prevents the formation of undesired boron nitrides. Above this content, Ti is available for precipitation hardening together with C at low temperatures in the range 300-600 ° C. Titanium carbides may contribute to further precipitation hardening in parallel to the copper precipitates. A disadvantage associated with higher Ti contents is the setting of the dissolved boron in the form of titanium borides, which form even at high temperatures.
  • the alloy of the invention may contain small amounts of other elements, for example in the form of the usual accompanying elements as impurities.
  • impurities are mostly unavoidable admixtures such as e.g. Sulfur and phosphorus, tin, antimony.
  • the amount of impurities depends on the production routes in the steel mill and should generally be less than 0.03 wt .-% in total.
  • the alloy particularly preferably consists of (in% by weight, based on the total alloy, the sum of all constituents being 100% by weight)
  • the component according to the invention is preferably a semifinished product in the form of sheet metal, tube or rod, since in these semifinished products high accuracy and / or low wall thicknesses are required for efficient lightweight construction.
  • the use of cold-formed material is advantageously associated with tight tolerances and good, scale-free surfaces.
  • Inventive other components can be made from the semifinished product flat material, wire and tube and combinations thereof.
  • the necessary cold working either takes place already during the production of the semi-finished products, e.g. Cold strip, cold formed, e.g. drawn pipe and / or wire of the alloy, or only at the final deformation of soft semi-finished product.
  • the technology is suitable for components with variable wall thicknesses, e.g.
  • the wall thicknesses, sheet thicknesses or cross sections of the components can be varied within the component, for example by up to 60% relative to the initial thickness or initial strength, for example reduced It is preferred to vary or reduce by at least 30%.
  • a cold deformation in the form of a cross-sectional decrease of at least 10% up to 90% is possible based on the initial cross-section.
  • the cold deformation of semi-finished products from the alloy according to the invention by conventional cold-forming process. Examples include cold drawing, cold rolling of strip and / or profiles, calibration rolls, cold heading, thread rolling, deep drawing, cupping, flow-forming, rotary swaging.
  • the cold forming according to the invention is preferably carried out at temperatures below 400 ° C, more preferably at room temperature.
  • the dimensional change achieved by the cold forming is preferably at least 10% based on the initial dimension.
  • the subsequent annealing to increase the ductility and strength according to the invention is carried out at temperatures of preferably between 300 and 600 ° C, preferably 350 to 500 ° C for a total duration of preferably 30 minutes to 48 hours, so that neither an undesirable distortion nor a scaling of surfaces occurs.
  • the duration of the annealing treatment is variable within wide ranges, since, for example, large masses in the form of coils with several tons of weight have a high thermal inertia. For such masses results from the lowered compared to the usual stress relief annealing maximum temperature shortening the process time by several hours. The effectiveness of the process was verified in process times of 1 h for thin-walled components and 36h for large coils.
  • the excellent surface quality of the components according to the invention also ensures good fatigue properties under cyclic loading.
  • a significantly reduced energy consumption is required over the recrystallization annealing or tempering required in the prior art which requires heating to 600 ° C to 950 ° C.
  • Conventional alloys such as fine grain grades S355, S420MC, show a significant decrease in strength and only a moderate increase in ductility during stress relief annealing after cold working.
  • the product of strength R m and elongation A50 is usually below 10,000 MPa% after annealing below the recrystallization temperature. Gleichurgidehnonne of more than 10% are achieved only above the recrystallization temperature of eg 600 ° C. Therefore, in industrial practice, components with appropriate strength requirements have so far mostly been tempered by tempering and tempering with disadvantages in terms of energy input, surface quality and accuracy due to distortion.
  • the alloy of the invention is prepared in a conventional manner, e.g. via the blast furnace route, direct reduction steel works and electric steel works.
  • the alloy composition is prepared in conventional ladle metallurgy, the chemical composition being determined by suitable methods. e.g. Optical emission spectroscopy (OES) is tested. Casting usually takes place in continuous casting for the relevant mass production.
  • OES Optical emission spectroscopy
  • the rolling of tape and rod material is done for.
  • conventional hot rolling mills e.g. Hot strip mills.
  • Particularly advantageous is the production in integrated casting-rolling plants, since cost advantages arise here by favorable energy balance.
  • the direct use of the steel from the casting heat without separate intermediate heating has fewer risks in terms of a potential risk of red rot.
  • the alloy is further processed by cold forming and the above-mentioned annealing treatment to obtain the desired high ductility and high strength.
  • the components or semi-finished products according to the invention preferably have a product of tensile strength and elongation at break of at least 12,000 MPa *% and a tensile strength Rm of at least 600 MPa.
  • the semifinished product or component according to the invention preferably has a tensile strength of at least 900 MPa and more preferably of at least 1000 MPa, a yield strength R p 0.2 of at least 800 MPa, preferably at least 900 MPa and an elongation at break of at least 10%.
  • Components according to the invention are obtained, in particular, by a degree of cold working of more than 15% (based on the initial cross section), with low stress annealing and precipitation hardening at low temperatures of between 350 and 500 ° C. at the same time.
  • the invention achieves improved energy efficiency in the process chain from steel to product, since annealing temperatures can be significantly reduced.
  • polyphase steels DP, CP, TRIP
  • a comparatively high fluctuation range of the properties can be observed.
  • the high variability of properties in multiphase steels means that in the design of products the worst case must be assumed in each case, ie it is designed with relatively poor properties.
  • the present invention significantly more uniform properties can be achieved, since these are not adjusted via complex time-temperature guides Need to become. It also disadvantages insofar as are avoided by the present invention.
  • the necessary cold forming is carried out by one or more cold drawing and / or calibration rolls.
  • Seamless tubes are preferably processed by cold drawing, while welded tubes are often profiled in one pass in a sizing mill.
  • the tubes are often not only rolled to size, but also special profiles are produced in cross-section, so that complex hollow profiles can arise.
  • the material and process combination according to the invention allows a strength of more than 900 MPa at an elongation at break of more than 15%, with low strengths at significantly higher elongation at break are also possible.
  • the combination of materials and methods according to the invention thus simultaneously allows an increase in strength and ductility and a reduction in the annealing temperatures of previously generally greater than 600 ° C to well below 500 ° C, so that energy can be saved.
  • the deformability is significantly better, so that higher degrees of deformation during drawing and / or calibration possible, as if, for example, common fine grain steels in the range S355 to S500MC be used.
  • One possible application of the alloy according to the invention is cold heading starting from wire or rod material. This is the usual method for the production of screws, fasteners, ball pins, etc., are placed on the high demands on strength and ductility.
  • complex processes have hitherto been used to form conventional steel grades, such as 42CrMo4 or 41 Cr4, by drawing and cold forming with intermediate annealing to form a geometrically suitable component. Subsequently, then a compensation in the form of hardening and tempering with subsequent processing is required because the component surface must be reworked after the usual remuneration.
  • bainitic cold heading grades have been used in recent years, which allow the setting of a high strength even without tempering treatment, eg 8MnCrB3 or 8MnSi7. Strengths of 800 MPa and slightly above are possible without a tempering treatment. These materials obtain their strength from the bainitic structure and a cold work hardening. In comparison to the material and process combination according to the invention a lower formability is present.
  • the material and process combination according to the invention due to its excellent cold workability, enables complete cold shaping even of complex geometries without intermediate annealing. In this case, larger transformations than when using the mentioned Kaltstauchgüten are possible. A work hardening on a yield strength of more than 1 .000 MPa is possible.
  • the subsequent annealing process according to the invention in the temperature range of 300-500 ° C allows an increase in the elongation at break to more than 12%.
  • the processing of sheets (and profiles) requires a high formability for complex geometries.
  • the material and process combination according to the invention can also be used in the processing of metal sheets (and profiles), for example by deep-drawing, cupping and similar processes.
  • the semifinished product is used in a normalized / recrystallized state.
  • the excellent formability makes it possible to produce complex geometries, eg via drawing technology and / or bending technology.
  • This is followed by an annealing treatment which, although at 300-400 ° C., is above the otherwise usual bake-hardening temperature, but permits a comparatively high increase in strength.
  • an increase in strength between 40-90 MPa is possible via bake hardening
  • the strength can be increased by more than 200 ⁇ be increased.
  • complex shaped components with a strength of more than 600 MPa can be produced, while common bake hardening steels in use are limited to below 400 MPa.
  • a component produced in a demanding manner differs in terms of its structure from the prior art and can therefore be identified, as will be explained below.
  • FIG. 2 shows a microstructure of a low-alloyed ferritic steel with small proportions of perlite in the normalized state.
  • the perlite is recognizable as a black microstructure constituent.
  • the microstructure corresponds to CMn steel in FIG.
  • small pearlitic islands are embedded in a ferritic matrix.
  • HSLA steels also show a similar microstructure, but with micro-alloying and a special thermomechanical treatment, they have significantly smaller grains.
  • FIG. 3 illustrates how the microstructure of FIG. 2 is changed by cold forming. Shown is the microstructure of a cold-rolled steel according to FIG. 2 after a high cold deformation (thickness decrease from 8 mm to 2 mm without intermediate heating). Clearly visible are elongated grains due to the cold deformation corresponding to the direction of deformation. However, the ductility of such a structure is low, so that at high strengths usually an elongation at break A5 of less than 10% is present.
  • a semifinished product and / or component according to the invention exhibits a corresponding microstructure according to FIG. 3, since it was annealed to low stress substantially below the recrystallization temperature.
  • Stress relief annealing (DIN EN 10052: 1993) is characterized in that no significant change in the structure occurs: heat treatment consisting of heating and holding at a sufficiently high temperature and subsequent appropriate cooling to reduce internal stresses without significant change in the structure largely. With the reduction of residual stresses, the ductility increases comparatively slightly. Typically, temperatures between 550 and 650 oC are required. In contrast, according to the invention, preferably temperatures between 350 ° C and 500 ° C are used to eliminate Cu particles. Accordingly, components according to the invention are distinguished by the copper particles, which are frequently described in the scientific literature, in the size between 1 and 20 nanometers.
  • FIG. 4 shows the microstructure of the cold-rolled steel from FIG. 3 after annealing above the recrystallization temperature. Significantly new globular grains and a finer expression of the cementite are recognizable. As a rule, the recrystallized microstructure is finer than the microstructures of FIGS. 2 and 3. As FIGS. 2 and 3 make clear, it can be ascertained by means of an investigation of the structure whether a component has been obtained by cold forming or not. As illustrated in FIGS. 3 and 4, a microstructural examination makes it possible to ascertain whether a component has been annealed above the recrystallization temperature or not. For the determination of the recrystallized microstructure, point and linear cross-section techniques are used in classical light microscopy.
  • an EBSD analysis (Electron Beam Backscatter Diffraction) can also show, for example, if recrystallization is present.
  • the scattering of the misorientation angle in a grain can be used here. If recrystallised and non-recrystallized fractions are present, they can be deposited, for example, via the Distribution misorientation scattering can be visualized. If this scattering is small, a recrystallized grain is present.
  • the determination of the ductility and / or the analysis of the Cu particles make it possible to determine whether an annealing treatment has been carried out in the claimed manner or not.
  • FIG. 7 illustrates the positive effect of boron and also titanium on the high-temperature ductility in Cu alloyed steels.
  • MT 12-05 a low alloy steel
  • MT12-06 Both steels comprised 0.06 wt% C, 1 wt% Si, 0.8 wt% Mn, and 1 wt% Cu.
  • the steel MT12-06 additionally comprised 0.03% by weight of Ti and 0.003% by weight of B. The percent deformability is plotted until the material fails to withstand the temperature.
  • Figure 7 shows that the steel MT12-06 can deform significantly more than steel MT12-05. Consequently, the high-temperature ductility of Cu-alloyed steels can be significantly improved by B and Ti, thus lowering the risk of red rot.

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Abstract

Offenbart wird ein Bauteil aus einer Stahllegierung umfassend Eisen und als Legierungselemertt Kupfer, insbesondere bestehend aus (in Gew.-% bezogen auf die Gesamtlegierung, wobei die Summe aller Bestandteile 100 Gew.-% ergibt) Eisen ≥ 96, Kohlenstoff 0,04 bis 0,12, Kupfer 0,5 bis 2,0, Mangan + Silizium + Chrom + Nickel 0,5 bis 2,5, Titan 0 bis 0,1, Bor 0 bis 0.005, sowie üblichen unvermeidbaren Verunreinig ungen. Bei er Herstellung von Halbzeugen und Bauteilen wird eine Kombination aus Kaltumformung und Glühbehandlung unterhalb der Rekristallisationstemperatur angewendet, um so vorteilhafte Eigenschaften in Bezug auf Festigkeit und Duktilität zu erhalten.

Description

Bauteile aus einer Stahllealeruna und Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile Die Erfindung betrifft ein aus einer Stahllegierung hergestelltes Bauteil sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Ein Bauteil im Sinne der vorliegenden Erfindung kann ein Halbzeug sein.
Stand der Technik und technischer Hintergrund
Leichtbau mit hochfesten Stählen ermöglicht kosten- und ressourceneffiziente Produkte. Die Festigkeit von Stählen kann über Mischkristallhärtung, Umwandlungshärtung, Feinkornhärtung, Ausscheidungshärtung und Kaltverformung gesteigert werden. Üblicherweise liefern alle diese Mechanismen einen Beitrag zur Bauteilfestigkeit.
Bekannt ist die sogenannte„Stahl-Banane", die den Zusammenhang von Festigkeit und Bruchdehnung für unterschiedliche Stahlsorten darstellt. Diese ist in FIG. 1 abgebildet (Quelle: ADVANCED HIGH STRENGTH STEEL (AHSS) APPLICATION GUIDELINES Version 4.1 , www.worldautosteel.org) .
In den Druckschriften„A. J. DeArdo und R. A. Walsh,„High strength low alloy steel", US5352304 A04-Okt-1994" und „E. J. Czyryca, „Development of low-carbon, copper-strengthened HSLA steel plate for naval ship construction", DTIC Document, 1990" werden hochfeste Cu-Iegierte Stähle beschrieben, die Im warmgewalzten und ausgehärteten Zustand vorzugsweise im Schiffbau eingesetzt werden. Der Stahl ist zusätzlich mit Nickel legiert, um die Rotbruchempfindlichkeit zu reduzieren und die Zähigkeit zu steigern. Derartig hohe Nickel-Gehalte sind jedoch aus Kostengründen in vielen Märkten und Anwendungen nicht einsetzbar.
Die Möglichkeit des Einsatzes von Cu zur Festigkeitssteigerung bei IF- Stahl wird in der Druckschrift„R. Rana. W. Bleck, S. B. Singh, und O. N. Mohanty, „Development of high strength interstitial free steel by copper precipitation hardenlng", Mater. Lett., Bd. 61 , Nr. 14, S. 2919-2922, 2007" beschrieben. Durch Zugabe von Kupfer werden hohe Festigkeiten von 500 - 600 MPa erreicht. Die Druckschrift „R. Rana, S. B. Singh, und O. N. Mohanty, „Effect of composition and pre-deformation on age hardening response In a copper-containing interstitial free steel", Mater. Charact., Bd. 59, Nr. 7. S. 969-974, Juli 2008" befasst sich mit Untersuchungen zum Einfluss der Vorverformung auf das Ausscheidungs- und Verfestigungsverhalten eines Cu-Iegierten IF-Stahls. Demnach wird die Ausscheidungshärtung durch eine Vorverformung von mehr als 40% beschleunigt. Die Druckschrift„N. Maruyama, M. Sugiyama, T. Hara, und H. Tamehiro,„Precipitation and phase transformation of copper particles In low alloy ferritic and martensitic steels", Mater. Trans. - JIM, Bd. 40, S. 268-277, 1999" offenbart, dass bei einem Cu-Iegierten, ferritischen, kaltverfestigten Werkstoff die Festigkeit bei einer Glühbehandlung zwischen 700 und 900 Kelvin ansteigt. Der Einfluss von Kupferzugaben wird für Stahl in der Druckschrift „R. Rana, W. Bleck, S. B. Singh, und O. N. Mohanty, „Hot shortness behavior of a copper-alloyed high strength interstitial free steel", Mater. Sei. Eng. A, Bd. 588, S. 288-298, Dez. 2013" beschrieben.
In der Druckschrift„D. Isheim, M. S. Gagliano, M. E. Fine, und D. N. Seidman, „Interfacial segregation at Cu-rich preeipitates in a high- strength low-carbon steel studied on a sub-nanometer scale", Acta Mater., Bd. 54, Nr. 3, S. 841-849, Feb. 2006" wird der Einsatz einer Atomsonde (APT Atom Probe Tomography) für die Analyse der Cu- Ausscheidungen eines hochfesten Stahls für Schiffbauanwendungen beschrieben. Cu-Ausscheidungen im Stahl sind mit konventionellen lichtmikroskopischen und rasterelektronenmikroskopischen Verfahren nicht erkennbar, da die Größe der ausgeschiedenen Partikel im Bereich weniger Nanometer liegt.
Ein Zugversuch für metallische Werkstoffe ist ein nach DIN EN ISO 6892 genormtes Standardverfahren der Werkstoffprüfung. Erfindungsgemäß werden die Materialparameter vorzugsweise ebenfalls nach dieser DIN gemessen. Eine Bruchdehnung A ist ein Materialkennwert, der die bleibende Verlängerung einer Probe nach dem Bruch, bezogen auf die Anfangsmesslänge, zeigt. Sie charakterisiert die Duktilität (Verformungsfähigkeit) eines Werkstoffs. Sie ist die auf die Anfangsmesslänge L0 einer Probe im Zugversuch bezogene bleibende Längenänderung nach erfolgtem Bruch.
Die Anfangslänge L0 wird vor dem Zugversuch durch Messmarken auf der Zugprobe festgelegt. Infolge der örtlich begrenzten Einschnürung ist die Bruchdehnung A abhängig von der Anfangsmesslänge L0. Um vergleichbare Werte für die Bruchdehnung zu erhalten, werden für Zugversuche meist Proportionalstäbe verwendet, d.h. Proben, bei denen die Anfangsmesslänge L0 zum Ausgangsquerschnitt S0 in einem festen Verhältnis steht.
Für Rundstäbe ist ein Wert von k = 5 üblich. Die Bruchdehnung wird dann A5 genannt. Beim Zugversuch tritt nach dem Erreichen der Zugfestigkeit Rm bei duktilen Werkstoffen eine örtliche Einschnürung auf, in deren Bereich dann auch der Bruch erfolgt. Die dabei auftretende größte relative Querschnittsänderung wird als Brucheinschnürung Z bezeichnet. Diese ist ein Maß für die Duktilität des Werkstoffes:
mit der Ausgangsquerschnittsfläche S0 des unbelasteten Probestabes und der kleinsten Querschnittsfläche Su des gebrochenen Stabes, sprich die Restquerschnittsfläche an der eingeschnürten Stelle.
Die Zugfestigkeit ist die Spannung, die im Zugversuch aus der maximal erreichten Zugkraft bezogen auf den ursprünglichen Querschnitt der Probe errechnet wird. Als Formelzeichen der Zugfestigkeit wird z.B. die Bezeichnung Rm verwendet. Dimension der Zugfestigkeit ist Kraft pro Fläche. Häufig verwendete Maßeinheiten sind N/mm2 oder MPa. Die Zugfestigkeit wird häufig für die Charakterisierung von Werkstoffen verwendet.
Die Gleichmaßdehnung A0 ist beim Zugversuch die auf die Anfangslänge L0 bezogene plastische Längenänderung Lpm-L0 bei Beanspruchung der Zugprobe mit der Höchstkraft Fm . Diese wird meist bei der Zugfestigkeit Rm erreicht. Die Gleichmaßdehnung Ag gibt an, dass sich die Zugprobe bis zur Höchstkraft nicht einschnürt, sondern gleichmäßig dehnt. Die Streckgrenze Re ist ein Werkstoffkennwert und bezeichnet diejenige Spannung, bis zu der ein Werkstoff bei einachsiger und momentenfreier Zugbeanspruchung keine dauerhafte plastische Verformung zeigt. Es handelt sich dabei um eine Fließgrenze. Bei Überschreiten der Streckgrenze kehrt das Material nach Entlastung nicht mehr in die ursprüngliche Form zurück, sondern eine Probenverlängerung verbleibt. Die Streckgrenze wird gewöhnlich im Zugversuch ermittelt. Zunehmende Bedeutung gewinnen Bauteile/Komponenten aus Stahlwerkstoffen im Zugfestigkeitsbereich zwischen 600 MPa und 1 .200 MPa. Die Stahl-Banane (s. FIG. 1 ) ist dadurch gekennzeichnet, dass das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung über viele Stahlsorten in etwa gleich ist und für übliche kostengünstige Stöhle mit ferritischer, perlitischer, bainitischer oder martensitischer Matrix bei ca. 15.000 MPa*% liegt. Das Produkt aus Zugfestigkeit (Rm) gemessen Im quasi-statischen Zugversuch in MPa und Bruchdehnung (A) in % kann als einfaches Gütekriterium für einen Stahl herangezogen werden, wobei im Detail auf die unterschiedlichen Kriterien zur Messung der Bruchdehnung zu achten ist. Üblicherweise wird die gesamte Bruchdehnung A5, bestehend aus einem Anteil Gleichmaßdehnung und einem Anteil Einschnürungsdehnung für diese vergleichende Darstellung zugrunde gelegt. Eine Erhöhung der Duktilität bei gleichbleibender Festigkeit ermöglicht einerseits eine höhere Energieaufnahme bei Überlastung (Bauteilsicherheit) , und andererseits ist das Potenzial für weitere Kaltverformungsschritte vorhanden, so dass komplexere Bauteile gefertigt werden können.
Ein Designziel für die Herstellung neuer, hochfester Stähle ist demzufolge oft die Erhöhung dieses Produkts aus Rm*A. Resultate derartiger Anstrengungen sind beispielsweise TRIP-Stähle und TWIP- Stähle mit einem Produkt von Rm*A von teilweise mehr als 50.000 Aus verschiedenen Gründen, z.B. Kosten und Schwierigkeiten bei der Verarbeitung ist der praktische Einsatz derartiger Stahlsorten jedoch aktuell begrenzt. In FIG. 1 bedeutet MILD übliche Tiefziehgüten, BH „bake hardening steel", d.h. höherfeste Stähle mit Streckgrenzenzuwachs durch das Lackeinbrennen, IF„interstitial free steel", d.h. Stahl ohne interstitiell gelöste Legierungsanteile, HSLA„high strength low alloy steel", d.h. hochfesten niedrig legierten Stahl, TRIP „transformation induced plasticity steel", d.h. Stahl mit durch Kristallgitter-Transformation induzierter plastischer Verformbarkeit, TWIP „Twinning induced plasticity steels" DP-CP Dualphasen/Komplexphasen mit weichem Ferrit, MS Martensitphasen-stahl. IS Isotroper Stahl, IF-HS höherfester IF-Stahl, CMn Mangan-Kohlenstoff-Stahl (üblicher Baustahl) .
Halbzeug ist der Oberbegriff für vorgefertigte Rohmaterialformen wie beispielsweise Bleche, Stangen, Rohre und Coils. In der Fertigungstechnik stellen Halbzeuge die mit Abstand verbreitetste Lieferform für Metallwerkstoffe dar. Es werden über 1 .000 Halbzeugarten aus Metall und Kunststoff unterschieden, die jeweils in Material- und Oberflächenqualität, Form- und Abmessungen sowie in ihren Toleranzen genormt sind. Typisch für Halbzeuge ist, dass der erste Verarbeitungsschritt in einem Zuschnitt besteht, bei dem durch ein geeignetes Verfahren (z.B. Sägen) der benötigte Materialabschnitt abgetrennt wird. Dieser Materialabschnitt wird zu dem eigentlichen Fertigteil weiterverarbeitet.
Hohe geometrische Genauigkeit von Halbzeugen und Endprodukten wird durch eine kalte Umformung erreicht, z.B. Kaltwalzen von Bandmaterial, Kaltziehen von Rohren, Kaltstauchen von Stabmaterial, Gewindewalzen, etc.. Durch die Kaltumformung steigt auch die Festigkeit der Halbzeuge und Produkte stark an. Eine signifikante Kaltverformung führt allgemein dazu, dass durch die drastische Abnahme der Duktilität das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung dramatisch absinkt.
Ein kalt verfestigter Stahl mit einer Festigkeit von 1 .000 MPa und einer resultierenden Dehnung von 2% hat beispielsweise nur noch ein Produkt Rm*A von 2.000 MPa%.
Dabei hat die Nutzung der Kaltverfestigung von kosteneffizienten niedriglegierten Stahlsorten eine hohe Bedeutung für einen wirtschaftlichen Leichtbau in unterschiedlichen Anwendungen.
Mit dem Festigkeitsanstieg ist nachteilig jedoch auch eine deutliche Abnahme der Duktilität verbunden, so dass eine weitere plastische Verformung in Folgeprozessen nicht direkt möglich ist. Darüber hinaus wird vielfach auch für die Bauteilsicherheit eine plastische Verformbarkeit gefordert, damit vor einem Bruch anwendungsabhängig eine mehr oder weniger große Energieaufnahme möglich ist. Zur Einstellung einer verbesserten Duktilität nach der Kaltverformung wird der Stahl üblicherweise einer Wärmebehandlung unterzogen. Beim Glühen unter einem Schutzgas (z.B. Stickstoff, Argon) im Bereich zwischen 600 und 700 °C oberhalb der Rekristallisationstemperatur rekristallisiert das Material, die Kaltverfestigung wird weitestgehend abgebaut und es stellt sich eine hohe plastische Verformbarkeit ein. Dieser Prozess wird üblicherweise Normalglühen genannt.
Ebenfalls industrielle Praxis ist ein Spannungsarmglühen unterhalb der Rekristallisationstemperatur. Beim Glühen unterhalb der Rekristallisationstemperatur kommt es bei Stählen zur sogenannten Kristallerholung. Kristallerholung führt zum Abbau von Spannungen. Kornform und Korngröße des verformten Gefüges bleiben erhalten. Mit dem Abbau von inneren Spannungen ist ein moderater Anstieg der Duktilität und ein moderater Abfall der Festigkeit verbunden. Das Prozessfenster eines derartigen Spannungsarmglühens ist vergleichsweise eng, da die Temperatur üblicherweise bis nahe an die Rekristallisation herangeführt werden muss, um eine deutliche Steigerung der Duktilität zu erreichen. Diese Temperatur ist zudem nicht nur werkstoffabhängig, sondern auch abhängig von der Vorverformung. Durch das Spannungsarmglühen kann die Duktilität zwar gesteigert werden, jedoch erreicht das Produkt aus Rm*A üblicherweise nur Werte unterhalb 10.000 MPa%. Wenn hohe Werte aus Rm*A bei hoher Festigkeit erreicht werden sollen besteht durch das enge Prozessfenster zudem ein erhebliches Risiko für schwankende Produkteigenschaften, die zu einem erhöhten Ausschuss führen können. Die Wärmebehandlung der kalt verfestigten Halbzeuge erfolgt für Bandmaterial in Durchlaufglühanlagen und stationären Haubenglühanlagen. In Abhängigkeit von der Ofenbeladung können nur langsame Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten erreicht werden. So benötigt das Haubenglühen von Bandmaterial in Form von sogenannten Coils wegen der physikalisch bedingten Durchwärmzeiten bis zu mehrere Tage. Eine Vergütung des Materials, d.h. Umwandlungshärten und Anlassen, ist bei diesen langsamen Zyklen allgemein technisch nicht möglich. Zudem Ist das Umwandlungshärten nachteilig mit hohen Temperaturen und Energieeinsatz, hohen Kosten sowie dem Risiko von Verzug der Halbzeuge verbunden. Beim Haubenglühen kommt demzufolge nur das Normalglühen und Spannungsarmglühen zur Anwendung.
Somit sind ein hohe Festigkeit und gleichzeitig eine hohe Verformbarkeit bei kalt geformten Halbzeugen und Produkten nur schwierig zu erreichen. Insbesondere sind bei niedriglegierten, kaltverformten Stählen eine Festigkeit von mehr als 750 MPa und eine Bruchdehnung A von mehr als 15% bisher kaum prozesssicher in der Kette Kaltverformung und Spannungsarmglühung erreichbar. Es gibt demzufolge eine technologische Lücke im Festigkeitsbereich 700 MPa bis 1 .200 MPa für haubengeglühtes Kaltband mit hoher Duktilität. Dies gilt auch für Rohre und Stabmaterial, die z.B. durch Kaltziehen, Kaltstauchen, Gewindewalzen verarbeitet werden, wenn auf eine Vergütung aus Kostengründen und technologischen Gründen, z.B. Auftreten von Verzug, verzichtet werden muss.
Aufgabe der Erfindung
Aufgabe der Erfindung auf diesem Hintergrund ist die Bereitstellung eines technisch einfach herzustellenden Bauteils mit hoher Festigkeit und Duktilität sowie die Schaffung eines Herstellungsverfahrens. Die Aufgabe wurde gelöst durch ein Bauteil nach Anspruch 1 sowie durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Nebenanspruchs. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben. Offenbarung der Erfindung
Zur Lösung der Aufgabe wird von einem niedrig legierten Stahl ausgegangen, der also einen hohen Anteil von Eisen umfasst. Kein Legierungselement des niedrig legierten Stahls überschreitet einen mittleren Gehalt von 5 Massenprozent. Der Anteil an Eisen beträgt in der Stahllegierung insbesondere mehr als 90 Gew.-%, vorzugsweise mehr als 96 Gew.-%. Die Legierung umfasst Kupfer als Legierungselement. Durch Kaltumformung wird aus dem niedrig legierten Stahl ein Bauteil geformt. Das Bauteil ist insbesondere ein Halbzeug. Im Anschluss daran wird das Bauteil einer Glühbehandlung unterhalb der Rekristallisationstemperatur unterzogen. Die dabei angewendete Temperatur liegt insbesondere deutlich unterhalb der Rekristallisationstemperatur, was zu einer technisch einfachen Herstellung beiträgt. Insbesondere liegt die Temperatur 100 °C unterhalb der Kristallisationstemperatur.
Die Erfindung macht sich den festigkeitssteigernden Effekt durch die Ausscheidungshärtung mit Kupfer zunutze. Aus dem Stand der Technik ist nicht bekannt, dass bei kaltverfestigten Stählen hoher Festigkeit parallel zur Festigkeitssteigerung eine deutliche Erhöhung der Duktilität auftritt. Die Erfindung nutzt also die Ausscheidungshärtung, um gleichzeitig die Festigkeit und Duktilität der Legierung und des daraus gefertigten Halbzeugs deutlich zu steigern. Die Erfindung ermöglicht eine fertigungssichere Prozessfolge bestehend aus Kaltverformung und Glühen unterhalb der Rekristallisationstemperatur insbesondere für die Herstellung von Halbzeugen und Bauteilen, die bevorzugt im Festigkeitsbereich von 700 bis 1 .200 MPa eine hohe Duktilität zeigen. Aufwändige Fertigungsschritte werden vermieden. Ein Haubenglühen bzw. ein anderes Glühverfahren mit geringen Temperaturgradienten genügt.
Bekannt ist die Ausscheidungshärtung bei vielen Legierungssystemen, auch bei Stählen. So erreichen die bekannten AFP-Stähle (ausscheidungshärtender ferritisch-perlitischer Stahl) ihre hohe Festigkeit durch Ausscheidungshärtung. Hierbei werden Vanadium-Carbonitride bei der Abkühlung aus der Schmiedehitze ausgeschieden. Auch höherfeste Feinkornstähle, wie z.B. S700MC, erhalten ihre hohe Festigkeit allgemein durch Ausscheidungshärten über Carbide, Nitride und Carbonitride der Refraktärmetalle, insbesondere Titan, Niob, Vanadium, Molybdän und Wolfram.
Seit mehr als 50 Jahren ist auch die Ausscheidungshärtung von Stahl durch Kupfer bekannt (R.C. Glenn, E. Hornbogen,„A metallographic study of precipitation of copper from alpha iron", Trans. Met. Soc. AIME, Bd. 218, Nr. 6, S. 1064-1070. 1960) . Für mittel- und hochlegierte Stähle ist die Ausscheidungshärtung mit Kupfer bekannt. Bei Temperaturen zwischen 350 und 550 °C bilden sich fein verteilte Kupferausscheidungen im Stahl, die zu einer deutlichen Festigkeitssteigerung führen (z.B. C.N. Hsiao, CS, Chiou, J.R. Yang, „Aging reactions in a 1 7-4 PH stainless steel", Mater. Chem. Phys. Bd. 74, Nr. 2, S. 134-142, 2002) . Ebenfalls ist in den USA der Einsatz von Kupfer bei vergleichsweise niedrig legierten Stählen bekannt, z.B. S.W. Thompson, G. Krauss, „Copper precipitation during continuous cooling and isothermal aging of 710-type steels", Metall. Mater. Trans. A, Bd. 27, Nr. 6, S. 1573-1588, Juni 1996. Allerdings sind diese allgemein zusätzlich mit Nickel legiert. Üblich sind Legierungsgehalte von 1 -4 Gew.-% Kupfer, um eine Ausscheidungshärtung zu erreichen.
Es ist weiter bekannt, dass weitere Festigkeitssteigerungen durch gleichzeitiges Ausscheiden der klassischen Carbonitride erreicht werden kann, beispielsweise Tic und V(C,N) .
Kupfer als Legierungselement gilt vielfach als Schädling im Stahl, da die unerwünschte Rotbrüchigkeit auftreten kann. Rotbrüchigkeit entsteht bei der Warmumformung des Stahls im Temperaturbereich zwischen 1 .000 und 1 .200 °C. Die Rotbrüchigkeit ist auf die Bildung einer Kupferschmelze durch selektive Korrosion zurückzuführen: Bei hohen Temperaturen der Warmumformung oxidiert/verzundert das Eisen an der Oberfläche, während das edlere Kupfer sich anreichert. Hoch kupferhaltige Randzonen werden dann schmelzflüssig. Die auftretende Kupferschmelze gelangt an den Austenitkorngrenzen in den Stahl, so dass sich bei geringsten Belastungen Risse und Brüche bilden. Rotbrüchigkeit wird in der Praxis durch Zulegieren mit Nickel verhindert, das eine Änderung der Oxidation bewirkt und dadurch das Auftreten der selektiven Korrosion behindert. Das bewährte Zulegieren mit Nickel ist jedoch wegen der dadurch sehr hohen Legierungskosten nachteilig. Nickel-Gehalte in der Größenordnung der üblichen Kupfergehalte werden z.B. allgemein in der Automobilindustrie aus Kostengründen nicht akzeptiert. Vorzugsweise enthält der niedrig legierte Stahl, von dem ausgegangen wird, kein Nickel oder nur einen sehr geringen Anteil von Nickel. Der erfindungsgemäß verfolgte Lösungsansatz ist also die Nutzung der Ausscheidungshärtung über das Legieren mit Kupfer, wobei auf das übliche Legieren mit Nickel aus Kostengründen ganz oder zumindest weitestgehend verzichtet werden soll.
In der Herstellprozesskette von Halbzeugen aus Stahl ist die Umformung bei den kritischen Temperaturen der Rotbrüchigkeit die industrielle Praxis. Die Ersetzbarkeit einer neuen Stahllegierung in der industriellen Produktion erfordert daher Maßnahmen, um den Effekt der Rotbrüchigkeit zu unterdrücken. Die Rotbrüchigkeit wird gefördert durch zu lange Haltezeiten bei der Erwärmung in ungeeigneten Ofenatmosphären.
Es ist bekannt, dass das Phänomen der Rotbrüchigkeit auch durch die geschickte Verfahrensweise in der Herstellprozesskette vermieden werden kann. Beispielsweise kann der Sauerstoff- Partialdruck durch geeignete Ofenatmosphären bei der Erwärmung im Ofen reduziert werden, so dass keine selektive Korrosion auftritt. Es ist allerdings für die praktische Umsetzbarkeit wünschenswert, wenn die erfindungsgemäße Legierung eine geringere Empfindlichkeit für die Rotbrüchigkeit aufweist.
Warmzugversuche an Proben aus unterschiedlichen Versuchsschmelzen konnten zeigen, dass durch ein kosteneffizientes Legieren mit Bor erfindungsgemäß die Heiß-Duktilität vorteilhaft erheblich erhöht werden konnte. Bei einer Prüftemperatur von 1 .000 °C konnte die Brucheinschnürung Z als Maß für die Duktilität im Warmzugversuch von 25% auf 94% gesteigert werden.
In weiteren Charakterisierungen der Versuchslegierungen zeigte sich zunächst der in der Literatur beschriebene und erwartete Effekt einer Festigkeitssteigerung von ca. 200 MPa pro Prozent Kupferzugabe. Bei einer Ausscheidungshärtung nach unterschiedlich starken Kaltverformungen wurde darüber hinaus weit unterhalb der üblichen Rekristallisationstemperaturen eine überraschende, erhebliche Steigerung der Duktilität beobachtet. Bei niedrigen Glühtemperaturen von vorzugsweise unter 420 °C konnte bei den erfindungsgemäßen Versuchslegierungen gleichzeitig eine erhebliche Steigerung der Bruchdehnung an Flachproben der Messlänge 50mm A50 > 15% ein Festigkeitsanstieg festgestellt werden. In A50 repräsentiert hier die Zahl 50 die Messlänge. Der Festigkeitsanstieg ist dabei abhängig vom der Kaltumformung: gering kaltverfestigte Proben ( 15%) zeigen einen höheren Festigkeitsanstieg ( 15%) als hoch kaltverfestigte Proben (>60 %), bei denen nur ein geringer Anstieg von 2% zu verzeichnen ist. Damit werden unterschiedlich starke Kaltverfestigungen durch die Ausscheidungshärtung mit Kupfer teilweise ausgeglichen.
Darüber hinaus zeichnen sich die erfindungsgemäßen Legierungen durch eine hohe Kaltumformbarkeit von mehr als 80 % aus. Die Festigkeit und Duktilität kann dabei auf hohem Niveau oberhalb einer Streckgrenze von 750 MPa durch Variation von Umformgrad und Wärmebehandlungs-temperatur variiert werden. Dabei werden hohe Produkte aus Festigkeit Rm und Bruchdehnung A50 von mehr als 15.000 MPa-% erreicht. Bereits bei Glühtemperaturen unter 420 °C werden Gleichmaßdehnungen Ag von mehr als 10% erreicht.
Die erfindungsgemäße Legierung enthält zwingend Eisen und Kupfer und ferner ein oder mehrere der darüber hinaus nachfolgend gennannten Bestandteile. Im Folgenden beziehen sich alle Prozentangaben auf Gew.-% der Gesamtlegierung, falls nicht anders angegeben.
Eisen: Hauptbestandteil der Legierung ist Eisen mit einem Anteil von vorzugsweise mindestens 96 Gew.-%. Ein hoher Eisengehalt sichert niedrige Kosten bezogen auf die Zusammensetzung der Legierung und bei der Verarbeitung über die gesamte Prozesskette. Höhere Legierungsanteile bzw. geringere Eisengehalte führen in den klassischen Stahlwerken, in denen Massenstählen kosteneffizient produziert werden, zu langen Zeiten für die Legierungsbehandlung in der Pfanne, so dass ein kostengünstiger Fertigungsablauf behindert wird. Kupfer: 0,5 - 2,0 Gew.-%, bevorzugt 0,8 bis 1 ,6 Gew.-%, besonders bevorzugt 1 ,0 bis 1 ,5 Gew.-%. Kupfer verbessert die Kaltumformbarkeit bei hohen Grundfestigkeiten. Kupfer ist im Ferrit- Mischkristall gelöst und führt zu einer Mischkristallverfestigung von ca. 40 MPa je % gelöstes Kupfer. Bei der Wärmebehandlung im Temperaturbereich von 250 ºC bis 600 °C verlässt das Kupfer den Alpha-Mischkristall und bildet feine Ausscheidungen. Die Ausscheidungen liefern einen erheblich höheren Beitrag von ca. 200 MPa pro % ausgeschiedenes Kupfer zur Festigkeit als die vorherige Mischkristallverfestigung. Das durch eine vorgeschaltete Kaltverfestigung verspannte Gitter des Alpha-Mischkristalls wird durch das Herausdiffundieren der Cu-Atome entspannt, so dass die Duktilität weit unterhalb der Rekristallisationstemperatur deutlich steigt. Unterhalb 0,4 Gew.-% Kupfer ist der Effekt des Kupfers vergleichsweise gering. Oberhalb von 1 ,5 Gew.-% wird aus Kostengründen der Einsatz begrenzt,
Kohlenstoff kann in geringen Anteilen vorhanden sein, bevorzugt 0.04 - 0, 12 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,04 bis 0,08 Gew.-%: Ein niedriger Kohlenstoffgehalt sichert eine sehr gute Umformbarkeit und eine sehr gute Schweißbarkeit. Insbesondere das Kaltumformen wird daher durch den Kohlenstoffanteil gefördert. Cr-Si-Mn-Ni: Durch eine Variation der Gehalte an Cr, Si, Mn und Ni werden die Grundfestigkeit des Stahls und das Verfestigungsverhalten beeinflusst. Die Summe aus Cr+Mn+Si+Ni liegt erfindungsgemäß vorzugsweise im Bereich von 0,5 - 2,5 Gew.-%. Insbesondere sind die Gehalte an Silizium und Mangan wie folgt. wobei die Gesamtmenge an Cr+Mn+Si+Ni wie vorstehend definiert ist:
Silizium: 0 - 2 Gew.-%. bevorzugt 0,8 - 1 .2 Gew.-%. Ein entsprechender Si-Gehalt hat einen günstigen Einfluss auf die Duktilität und Verfestigung bei der Kaltumformung und verbessert die Zunderbeständigkeit und hat demzufolge auch einen positiven Einfluss auf die Verminderung der Gefahr der Rotbrüchigkeit. Mangan: 0,3 - 2 Gew.-%. bevorzugt 0,3 - 0,6 Gew.-%. Ein vergleichsweise niedriger Mn-Gehalt beeinflusst das Seigerungsverhalten im Strangguss günstig und verbessert die Umformbarkeit. Ein höherer Mangangehalt von 0,6 bis 2% führt zu einer höheren Grundfestigkeit.
Stickstoff: bevorzugt 0 bis 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,003 - 0,008 Gew.-%. Stickstoff ist regelmäßig ein übliches Begleitelement.
Bor: bevorzugt 0 bis 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,001 - 0,005 Gew.-%. Bor ist als gelöstes Element im Austenit grenzflächenaktiv. Es verbessert bei üblichen niedriglegierten Legierungen die Härtbarkeit durch Verzögerung der Ferritkeimbildung an den Austenitkorngrenzen. Hier vermindert die Bor-Zugabe die Rotbruchgefahr.
Aluminium: bevorzugt 0 bis 0.04 Gew.-%. Aluminium ist ein übliches Legierungselement zur Desoxidation, das Insbesondere bei niedrigen Mangan- und Siliziumgehalten zugegeben wird. Ti-Nb-V-Mo-W: Diese Refraktärmetalle bilden Carbide und Nitride, die als feine Ausscheidungen die Festigkeit erhöhen können. Eine gleichzeitige Festigkeitssteigerung durch Ausscheidung von Refraktär-Carbonitriden zusätzlich zur Aushärtung mit Cu ist möglich. Die Summe aus den genannten Elementen sollte zunächst allein aus Kostengründen bei unter 0,3 Gew.-% liegen. Darüber hinaus ist die Wirksamkeit der Refraktärmetalle an verfügbaren Kohlenstoff und/oder Stickstoff gebunden. Titan: bevorzugt 0 bis 0, 1 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,02 - 0,05 Gew.-%. Titan bindet den hier unerwünschten Stickstoff im Verhältnis von -Gehalt in Gew.-% bei hohen Temperaturen > 1000 °C ab und verhindert die Bildung von hier unerwünschten Bor- Nitriden Oberhalb dieses Gehaltes steht Ti für eine Ausscheidungshärtung zusammen mit C bei niedrigen Temperaturen im Bereich 300 - 600 °C zur Verfügung. Titancarbide können parallel zu den Kupferausscheidungen zu einer weiteren Ausscheidungshärtung beitragen. Nachteilig verbunden mit höheren Ti-Gehalten ist die Abbindung des gelösten Bors in Form von Titanboriden, die sich bereits bei hohen Temperaturen bilden.
Die erfindungsgemäße Legierung kann geringe Mengen von weiteren Elementen beispielsweise in Form der üblichen Begleitelemente als Verunreinigungen enthalten. Diese Verunreinigungen sind meistens unvermeidbare Beimischungen wie z.B. Schwefel und Phosphor, Zinn, Antimon. Die Menge der Verunreinigungen ist abhängig von den Herstellrouten im Stahlwerk und sollte in der Summe üblicherweise unter 0,03 Gew.-% liegen.
Besonders bevorzugt besteht die Legierung aus (in Gew.-% bezogen auf die Gesamtlegierung, wobei die Summe aller Bestandteile 100 Gew.-% ergibt)
Eisen ≥ 96
Kohlenstoff 0,04 bis 0, 12
Kupfer 0,5 bis 2,0
Mangan + Silizium + Chrom + Nickel 0,5 bis 2,5
Titan 0 bis 0,1 Bor 0 bis 0,005
sowie üblichen unvermeidbaren Verunreinigungen. Bei der Hersteilung von Halbzeugen und Bauteilen aus dieser Legierung wird eine Kombination aus Kaltumformung und Glühbehandlung unterhalb der Rekristallisationstemperatur angewendet.
Das erfindungsgemäße Bauteil ist bevorzugt ein Halbzeug in Form von Blech, Rohr oder Stab, da bei diesen Halbzeugen eine hohe Genauigkeit und/oder geringe Wanddicken für einen effizienten Leichtbau gefordert werden. Der Einsatz kalt-umgeformten Materials ist vorteilhaft mit engen Toleranzen und guten, zunderfreien Oberflächen verknüpft.
Aus den Halbzeugen können andere Bauteile hergestellt werden. Erfindungsgemäße andere Bauteile können aus den Halbzeugen Flachmaterial, Draht und Rohr und Kombinationen daraus hergestellt werden. Die notwendige Kaltverformung erfolgt entweder bereits bei der Herstellung der Halbzeuge, z.B. Kaltband, kaltverformtes, z.B. gezogenes Rohr und/oder Draht aus der Legierung, oder erst bei der finalen Verformung von weichem Halbzeug. Besonders vorteilhaft ist die Technologie für Bauteile mit variablen Wanddicken geeignet, z.B. sogenanntes TRB „Tailor Rolled Blank", da Festigkeitsunterschiede durch unterschiedliche Umformgrade partiell ausgeglichen werden können. Die Wanddicken, Blechdicken oder Querschnitte der Bauteile können innerhalb des Bauteils z.B. um bis 60 % bezogen auf die anfängliche Dicke bzw. anfängliche Stärke variiert, so zum Beispiel verringert werden. Bevorzugt wird um wenigstens 30% variiert bzw. verringert.
Insgesamt ist eine Kaltverformung in Form einer Querschnittsabnahme von mindestens 10% bis hin zu 90 % möglich bezogen auf den anfänglichen Querschnitt. Bevorzugt erfolgt die Kaltverformung von Halbzeugen aus der erfindungsgemäßen Legierung durch übliche Kaltformverfahren. Beispielhaft genannt seien beispielsweise Kaltziehen, Kaltwalzen von Band und/oder Profilen, Kalibrierungswalzen, Kaltstauchen, Gewindewalzen, Tiefziehen, Näpfen, Drückwalzen, Rundkneten. Das Kaltumformen erfolgt erfindungsgemäß bevorzugt bei Temperaturen unterhalb 400 °C, besonders bevorzugt bei Raumtemperatur. Die durch das Kaltumformen erzielte Abmessungsänderung beträgt bevorzugt mindestens 10 % bezogen auf die Ausgangsdimension.
Die anschließende Glühbehandlung zur Steigerung der Duktilität und Festigkeit erfolgt erfindungsgemäß bei Temperaturen von vorzugsweise zwischen 300 und 600 °C, bevorzugt 350 bis 500 °C bei einer Gesamtdauer von vorzugsweise 30 Minuten bis 48 h, so dass weder ein unerwünschter Verzug noch eine Verzunderung von Oberflächen auftritt. Die Dauer der Glühbehandlung ist in weiten Bereichen variabel, da beispielsweise große Massen in Form von Coils mit mehreren Tonnen Gewicht eine hohe thermische Trägheit aufweisen. Für derartige Massen ergibt sich durch die gegenüber dem üblichen Spannungsarmglühen abgesenkte Maximaltemperatur eine Verkürzung der Prozesszeit um mehrere Stunden. Die Wirksamkeit des Verfahrens wurde in Prozesszeiten von 1 h für dünnwandige Bauteile und 36h für große Coils verifiziert.
Die exzellente Oberflächenqualität der erfindungsgemäßen Bauteile sichert ebenfalls gute Ermüdungseigenschaften bei zyklischer Beanspruchung. Zudem ist mit den niedrigen Glühtemperaturen ein deutlich abgesenkter Energieverbrauch gegenüber dem im Stand der Technik erforderlichen Rekristallisationsglühen oder Vergüten erforderlich, die eine Erwärmung auf 600 °C bis 950 °C erfordern. Übliche Legierungen, wie Feinkorngüten S355, S420MC, zeigen beim Spannungsarmglühen nach der Kaltverformung eine deutliche Abnahme der Festigkeit und eine nur moderate Steigerung der Duktilität. Das Produkt aus Festigkeit Rm und Dehnung A50 liegt nach Glühen unterhalb der Rekristallisationstemperatur üblicherweise unterhalb von 10.000 MPa-%. Gleichmaßdehnungen von mehr als 10% werden erst oberhalb der Rekristallisationstemperatur von z.B. 600 °C erreicht. Daher werden in der industriellen Praxis Bauteile mit entsprechenden Anforderungen an die Festigkeit bisher meistens durch Härten und Anlassen vergütet mit Nachteilen bezüglich Energieeinsatz, Oberflächenqualität und Genauigkeit durch Verzug.
Die erfindungsgemäße Legierung wird auf übliche Weise hergestellt, z.B. über die Hochofenroute, Direktreduktionsstahlwerke und Elektrostahlwerke. Die Legierungszusammensetzung wird in der üblichen Pfannenmetallurgie hergestellt, wobei die chemische Zusammensetzung mittels geeigneter Verfahren. z.B. Optische Emissionsspektroskopie (OES) geprüft wird. Der Abguss erfolgt für die hier relevante Massenproduktion üblicherweise im Strangguss.
Das Auswalzen von Band und Stabmaterial erfolgt z. B. in üblichen Warmwalzstraßen, z.B. Warmbreitbandstraßen. Besonders vorteilhaft erfolgt die Erzeugung in integrierten Gieß-Walzanlagen, da hier durch günstige Energiebilanz Kostenvorteile entstehen. Darüber hinaus hat der direkte Einsatz des Stahls aus der Gießhitze ohne separate Zwischenerwärmung weniger Risiken in Bezug auf eine potenzielle Rotbruchgefahr.
Anschließend wird die Legierung erfindungsgemäß durch Kaltumformen und die vorstehend erwähnte Glühbehandlung weiter behandelt, um die gewünschte hohe Duktilität und große Festigkeit zu erzielen. Die erfindungsgemäßen Bauteile bzw. Halbzeuge weisen bevorzugt ein Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung von mindestens 12.000 MPa*% auf sowie eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 600 MPa.
Das erfindungsgemäße Halbzeug bzw. Bauteil hat bevorzugt eine Zugfestigkeit mindestens 900 MPa und noch bevorzugter von mindestens 1 .000 MPa, eine Streckgrenze Rp0,2 von mindestens 800 MPa, bevorzugt mindestens 900 MPa und eine Bruchdehnung von mindestens 10 %.
Bruchdehnung A, Zugfestigkeit Rm und Streckgrenze Rp0,2 werden erfindungsgemäß z. B. mit Hilfe genormter quasi-statischer Zugversuche ermittelt.
Die Erfindung wird im Folgenden durch Anwendungsbeispiele weiter erläutert. Erfindungsgemäßen Bauteile werden insbesondere durch einen Kaltumformgrad von mehr als 15% (bezogen auf den anfänglichen Querschnitt) erhalten, wobei anschließend bei niedrigen Temperaturen zwischen 350 und 500 °C gleichzeitig spannungsarm geglüht und ausscheidungsgehärtet wurde.
Durch die Erfindung wird eine verbesserte Energie-Effizienz in der Prozesskette vom Stahl zum Produkt erzielt, da Glüh-Temperaturen deutlich abgesenkt werden können. Bei Mehrphasenstählen (DP,CP, TRIP) ist eine vergleichsweise hohe Schwankungsbreite der Eigenschaften zu beobachten. Die hohe Schwankungsbreite von Eigenschaften bei Mehrphasenstählen führt dazu, dass bei der Auslegung von Produkten jeweils der Worst-Case angenommen werden muss, d.h. mit relativ schlechten Eigenschaften ausgelegt wird. Durch die vorliegende Erfindung lassen sich deutlich gleichmäßigere Eigenschaften erzielen, da diese nicht über komplexe Zeit-Temperatur Führungen eingestellt werden müssen. Es werden auch insofern Nachteile durch die vorliegende Erfindung vermieden.
Anwendung 1 :
Eine mögliche Anwendung ist die ressourceneffiziente Herstellung kosteneffizienter Stahlrohre. Die notwendige Kaltumformung erfolgt durch einen oder mehrere Kaltzüge und/oder Kalibrierungswalzen. Nahtlose Rohre werden bevorzugt durch Kaltziehen verarbeitet, während geschweißte Rohre oft in einem Arbeitsgang in einem Kalibrierungswalzwerk profiliert werden. Dabei werden die Rohre vielfach gleichzeitig nicht nur auf Maß gewalzt, sondern auch besondere Profilierungen im Querschnitt hergestellt, so dass komplexe Hohlprofile entstehen können.
Es ist bisher üblich, durch ein Spannungsarmglühen unterhalb der Rekristallisationstemperatur (BKS-Glühen) die Duktilität der kalt verformten Rohre und Hohlprofile auf ein erträgliches Maß zu bringen. Dadurch wird jedoch allgemein nur eine geringe Duktilität bei begrenzten Festigkeiten erreicht, z.B. 700 MPa Festigkeit bei unter 10 % Bruchdehnung, wenn beispielsweise ein S460 kaltverfestigt und spannungsarm geglüht wird.
Die erfindungsgemäße Werkstoff- und Verfahrenskombination erlaubt eine Festigkeit von mehr als 900 MPa bei einer Bruchdehnung von mehr als 15%, wobei auch niedrige Festigkeiten bei dann deutlich höheren Bruchdehnungen möglich sind. Die erfindungsgemäße Werkstoff- und Verfahrenskombination erlaubt also gleichzeitig eine Steigerung von Festigkeit und Duktilität sowie eine Absenkung der Glühtemperaturen von bisher allgemein größer 600 °C auf deutlich unter 500 °C, so dass Energie gespart werden kann. Darüber hinaus ist die Verformungsfähigkeit deutlich besser, so dass höhere Umformgrade beim Ziehen und/oder Kalibrieren möglich werden, als wenn z.B. übliche Feinkornstähle im Bereich S355 bis S500MC eingesetzt werden.
Anwendung 2:
Eine mögliche Anwendung der erfindungsgemäßen Legierung ist das Kaltstauchen ausgehend von Draht- oder Stabmaterial. Dies ist das übliche Verfahren zur Herstellung von Schrauben, Befestigungselementen, Kugelzapfen, etc., an die hohe Anforderungen an Festigkeit und Duktilität gestellt werden. Bei sehr hohen Anforderungen an die Festigkeit sind vielfach bisher komplexe Prozesse im Einsatz, um konventionelle Stahlsorten, wie 42CrMo4 oder 41 Cr4 über Ziehen und Kaltumformungen mit Zwischenglühungen zu einem geometrisch geeigneten Bauteil zu formen. Im Anschluss ist dann eine Vergütung in Form von Härten und Anlassen mit nachfolgenden Bearbeitungen erforderlich, da die Bauteiloberfläche nach der üblichen Vergütung nachgearbeitet werden muss. Es ist bekannt, dass in den letzten Jahren bainitische Kaltstauchgüten zum Einsatz gekommen sind, die auch ohne Vergütungsbehandlung die Einstellung einer hohen Festigkeit erlauben, z.B. 8MnCrB3 oder 8MnSi7. Festigkeiten von 800 MPa und leicht darüber sind ohne Vergütungsbehandlung möglich. Diese Werkstoffe erhalten ihre Festigkeit aus dem bainitischen Grundgefüge und einer Kaltverfestigung. Im Vergleich zur erfindungsgemäßen Werkstoff- und Verfahrenskombination ist eine geringere Umformbarkeit vorhanden. Die erfindungsgemäße Werkstoff- und Verfahrenskombination ermöglicht durch exzellente Kaltumformbarkeit die vollständige kalte Formgebung auch komplexer Geometrien ohne Zwischenglühen. Dabei sind größere Umformungen als beim Einsatz der genannten Kaltstauchgüten möglich. Eine Kaltverfestigung auf eine Streckgrenze von mehr als 1 .000 MPa ist möglich. Der anschließende erfindungsgemäße Glühprozess im Temperaturbereich von 300 - 500 °C ermöglicht eine Anhebung der Bruchdehnung auf über 12%.
Anwendung 3:
Die Herstellung von dünnen Blechen aus Stahl - in der Regel unterhalb etwa 2 mm bis unter 0,1 mm - erfolgt als Kaltband. Kaltband kann auch in unterschiedlichen, abgestuften Dicken als sogenanntes TRB-Material hergestellt werden. Die unterschiedlichen Dicken ermöglichen einen verbesserten Leichtbau durch gezielten Materialeinsatz. Leichtbau mit Stahl erfordert möglichst hohe Festigkeiten bei guter Duktilität. Analog zu den Anwendungen 1 und 2 ermöglicht der Einsatz der erfindungsgemäßen Werkstoff- und Verfahrenskombination eine erhebliche Steigerung der Duktilität und Festigkeit gegenüber dem Stand der Technik.
Anwendung 4:
Die Verarbeitung von Blechen (und Profilen) erfordert bei komplexen Geometrien eine hohe Umformbarkeit. Die erfindungsgemäße Werkstoff- und Verfahrenskombination kann auch bei der Verarbeitung von Blechen (und Profilen) z.B. durch Tiefziehen, Napfen und ähnliche Verfahren genutzt werden. Hierbei kommt das Halbzeug in einem normalisierten/rekristallisierten Zustand zum Einsatz. Die sehr gute Umformbarkeit ermöglicht die Herstellung komplexer Geometrien, z.B. über ziehtechnische und oder biegetechnische Verfahren. Im Anschluss daran erfolgt eine Glühbehandlung, die mit 300 - 400 °C zwar oberhalb der sonst üblichen Bake-Hardening-Temperatur liegt, jedoch eine vergleichsweise hohe Festigkeitssteigerung erlaubt. Während über Bake-Hardening eine Festigkeitssteigerung zwischen 40-90 MPa möglich ist, kann erfindungsgemäß die Festigkeit um mehr als 200 ΜΡα gesteigert werden. Damit können komplex geformte Komponenten mit einer Festigkeit von mehr als 600 MPa hergestellt werden, während übliche Bake-Hardening Stähle in der Anwendung auf unter 400 MPa begrenzt sind.
Ein in anspruchsgemäßer Weise hergestelltes Bauteil unterscheidet sich hinsichtlich seiner Struktur bzw. Gefüges vom Stand der Technik und kann also identifiziert werden, wie nachfolgend verdeutlicht wird.
Die Figur 2 zeigt ein Gefüge eines niedrig legierten,, ferritischen Stahls mit geringen Anteilen an Perlit im normalisierten Zustand. Der Perlit ist als schwarzer Gefügebestandteil erkennbar. Das Gefüge entspricht CMn Stahl in Fig 1 . Bei Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt sind im normalisierten Zustand kleine perlitische Inseln in einer ferritischen Matrix eingebettet. Auch HSLA-Stähle zeigen ein ähnliches Gefüge, dass jedoch durch eine Mikrolegierung und eine spezielle thermomechanische Behandlung deutlich kleinere Körner aufweist.
Die Figur 3 verdeutlicht, wie sich das Gefüge aus Figur 2 durch Kaltumformen verändert. Gezeigt wird das Gefüge eines kaltgewalzten Stahls entsprechend Figur 2 nach einer hohen Kaltverformung (Dickenabnahme von 8mm auf 2 mm ohne Zwischenerwärmung) . Klar zu erkennen sind gestreckte Körner durch die Kaltverformung entsprechend der Verformungsrichtung. Die Duktilität eines derartigen Gefüges ist jedoch gering, so dass bei hohen Festigkeiten in der Regel eine Bruchdehnung A5 von unter 10% vorliegt. Ein erfindungsgemäßes Halbzeug und/oder Bauteil zeigt ein entsprechendes Gefüge nach Figur 3. da es deutlich unterhalb der Rekristallisationstemperatur lediglich spannungsarm geglüht wurde. Ein spannungsarm geglühtes Gefüge
(Spannungsarmglühen (DIN EN 10052:1993)) ist dadurch gekennzeichnet, dass keine wesentliche Änderung des Gefüges auftritt: Wärmebehandlung bestehend aus Erwärmen und Halten bei ausreichend hoher Temperatur und anschließendem zweckentsprechenden Abkühlen, um innere Spannungen ohne wesentliche Änderung des Gefüges weitgehend abzubauen. Mit dem Abbau der Eigenspannungen steigt die Duktilität vergleichsweise geringfügig an. Üblicherweise werden hierfür Temperaturen zwischen 550 und 650 ºC benötigt. Erfindungsgemäß werden demgegenüber vorzugsweise Temperaturen zwischen 350° C und 500 °C genutzt, um Cu-Partikel auszuscheiden. Erfindungsgemäße Bauteile zeichnen sich demzufolge durch die vielfach in der wissenschaftlichen Literatur beschriebenen Cu- Partikel in der Größe zwischen 1 und 20 Nanometer aus.
Figur 4 zeigt das Gefüge des kaltgewalzten Stahls aus der Figur 3 nach einer Glühung oberhalb der Rekristallisationstemperatur. Es sind deutlich neue globulare Körner sowie eine feinere Ausprägung des Zementits erkennbar. In der Regel ist das rekristallisiserte Gefüge feiner als die Gefüge aus den Figuren 2 und 3. Wie die Figuren 2 und 3 verdeutlichen, kann durch eine Gefügeuntersuchung festgestellt werden, ob ein Bauteil durch Kaltumformung erhalten wurde oder nicht. Wie die Figuren 3 und 4 verdeutlichen, ermöglicht es eine Gefügeuntersuchung festzustellen, ob ein Bauteil oberhalb der Rekristallisationstemperatur geglüht wurde oder nicht. Zur Bestimmung des rekristallisierten Gefügeanteiles werden in der klassischen Lichtmikroskopie Punkt- und Linearschnittverfahren verwendet. Im Zweifelsfall kann auch beispielsweise eine EBSD-Analyse (Electron Beam Backscatter Diffraction) zeigen, ob eine Rekristallisation vorhanden ist. Zur Unterscheidung des rekristallisierten und nicht rekristallisierten Zustandes kann hierbei die Streuung der Missorientierungswinkels in einem Korn verwendet werden. Liegen rekristallisierte und nicht rekristallisierte Anteile vor, können diese beispielsweise über die Verteilung Missorientierungsstreuung visualisiert werden. Ist diese Streuung klein liegt ein rekristallisiertes Korn vor.
Durch Kaltumformung mit anschließendem Spannungsarmglühen können hochfeste Stähle erzeugt werden, die in FIG. 5 im Vergleich zur Figur 1 als SR (spannungsarm geglüht) eingefügt wurden. Es ist erkennbar, dass zwar ähnliche Festigkeiten wie bei modernen HSLA, DP, CP, TRIP Stählen erreicht werden, jedoch eine deutlich geringere Duktilität vorhanden ist. Diese geringe Duktilität ist für viele Anwendungen nicht ausreichend.
Erfindungsgemäße Stähle incl. Halbzeuge und Komponenten wurden im Vergleich zu den Figuren 1 und 5 als SPH (spannungsarm geglüht, ausscheidungsgehärtet) in FIG. 6 eingefügt. Gegenüber den klassischen, kaltverformten und spannungsarm geglühten SR-Güten sind eine höhere Festigkeit und eine höhere Duktilität vorhanden. Bezogen auf Festigkeit und Duktilität ist durch Legierungsvariation, Variation der Kaltumformung und Variation der Glühbehandlung ein weiter Bereich abbildbar. Das Produkt aus Festigkeit Rm und Dehnung liegt regelmäßig höher als bei SR-Stählen und kann das übliche Niveau von HSLA, DP, CP-Stählen erreichen.
Die Ermittlung der Duktilität und/ oder die Analyse der Cu-Partikel ermöglichen es festzustellen, ob in beanspruchter Weise eine Glühbehandlung durchgeführt wurde oder nicht.
Insgesamt kann daher bei einem Bauteil festgestellt werden, ob es durch Kaltumformen und anschließendem Glühen deutlich unterhalb der Rekristallisationstemperatur hergestellt worden ist und somit in den beanspruchten Bereich hineinfällt oder nicht.
Die Figur 7 verdeutlicht die positive Wirkung von Bor und auch Titan auf die Hochtemperartur-Duktilität bei Cu-Iegierten Stählen. Verglichen wird ein mit MT 12-05 bezeichneter niedrig legierter Stahl mit einem niedrig legierten Stahl, der in der Figur 7 mit MT12-06 bezeichnet wird. Beide Stähle umfassten 0,06 Gew.-% C, 1 Gew.-% Si, 0,8 Gew.-% Mn und 1 Gew.-% Cu. Der Stahl MT12-06 umfasste zusätzlich 0,03 Gew.-% Ti sowie 0,003 Gew.-% B. Aufgetragen ist die Verformbarkeit in % bis zum Versagen des Werkstoffs gegen die Temperatur. Die Figur 7 zeigt, dass sich der Stahl MT12-06 deutlich mehr verformen lässt als der Stahl MT12-05. Die Hochtemperatur- Duktilität von Cu-Iegierten Stählen lässt sich folglich durch B sowie Ti deutlich verbessern und somit die Rotbruchgefahr absenken.

Claims

Patentansprüche
1 . Bauteil aus niedrig legiertem Stahl umfassend Eisen und als Legierungselement Kupfer, erhalten durch Kaltumformung der Stahllegierung und einer anschließenden Glühbehandlung bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur der Stahllegierung.
2. Bauteil nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Glühbehandlung bei einer Temperatur durchgeführt worden ist, die wenigstens 100 °C unterhalb Rekristallisationstemperatur der Stahllegierung lag und / oder die nicht mehr als 420 °C und/ oder die wenigstens 300 °C, bevorzugt wenigstens 350 °C betrug.
3. Bauteil nach Anspruch 1 mit einem Gefüge, gekennzeichnet durch mehr als 80%. bevorzugt 100% nicht rekristallisierte Körner nach der Kaltverformung, die beispielsweise durch eine EBSD-Analyse nachgewiesen werden können.
4. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch Cu-Partikel in der mittleren Partikelgröße zwischen 1 und 50 Nanometer.
5. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Kupfer in dem niedrig legierten Stahl 0,5 bis 2 Gew.-%, bevorzugt 0,8 bis 1 ,6, besonders bevorzugt 1 ,0 bis 1 ,5 Gew.-% beträgt.
6. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahllegierung, aus (in Gew.-% bezogen auf die Gesamtlegierung, wobei die Summe aller Bestandteile 100 Gew.-% ergibt) - Eisen ≥ 96
- Kohlenstoff 0,04 bis 0, 12
- Kupfer 0,5 bis 2,0
- Mangan + Silizium + Chrom + Nickel 0,5 bis 2,5
- Titan 0 bis 0, 1
- Bor 0 bis 0,005
- sowie üblichen unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht.
7. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Silizium in dem niedrig legierten Stahl 0 bis 2 Gew.-%, bevorzugt 0,8 bis 1 ,2 Gew.-% beträgt.
8. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Mangan in dem niedrig legierten Stahl 0,3 - 2 Gew.- %, bevorzugt 0,3 bis 0,6 Gew.-% betrögt.
9. Bauteil; nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Chrom in dem niedrig legierten Stahl 0 bis 0.8 Gew.- %, bevorzugt 0 bis 0,3 Gew.-% beträgt.
10. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Bor 0,001 bis 0,005 in dem niedrig legierten Stahl Gew.-% beträgt.
11. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Titan in dem niedrig legierten Stahl 0,02 bis 0,05 Gew.-% beträgt und der Titangehalt der 3.2-fachen Menge in Gew.-% Stickstoff entspricht,
12. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Refraktärmetallen Ti, Nb, V. Mo. W in dem niedrig legierten Stahl höchstens 0,3 Gew.-S beträgt.
13. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Kohlenstoff in dem niedrig legierten Stahl 0,04 bis 0,08 Gew.-% beträgt.
14. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Bauteil oder Halbzeug ein Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A von mehr als 12.000 MPa*% aufweist und seine Zugfestigkeit Rm größer ist als 600 MPa.
15. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Zugfestigkeit Rm mindestens 900 MPa, bevorzugt mindestens 1 .000 MPa, die Streckgrenze Rp0,2 mindestens 800 MPa, bevorzugt mindestens 900 MPa beträgt, wobei das Bauteil ein Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A von mehr als 12.000 MPa*% aufweist.
16. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Bauteil aus Flachmaterial einer Dicke von 0,6 bis 6 mm hergestellt worden ist.
17. Bauteil oder Halbzeug nach einem oder mehreren der Ansprüche 13 und 14, wobei das Bauteil oder Halbzeug aus Rundmaterial mit einem Durchmesser von 3 bis 30 mm oder aus Rohrmaterial mit einem Außendurchmesser von 4 bis 60 mm hergestellt worden ist.
18. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Bauteil Wanddickenunterschiede oder Blechdickenunterschiede oder Querschnittsunterschiede von mehr als 10 % innerhalb des Bauteils aufweist bezogen auf den maximalen Wert.
19. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils nach einem der vorhergehenden Ansprüche aus einem niedrig legierten Stahl, der als Legierungselement Kupfer aufweist, umfassend die Schritte
- Kaltumformen bei Temperaturen unterhalb 400 °C, bevorzugt Raumtemperatur, um mindestens 10 %
Abmessungsänderung bezogen auf den Ausgangswert,
- Glühen bei 300 bis 600 °C, bevorzugt bei 350 bis 500 °C sowie unterhalb der Rekristallisationstemperatur des Stahls bei einer Gesamtdauer von 30 Minuten bis 48 h.
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