EP3168312B1

EP3168312B1 - Edelbaustahl mit bainitischem gefüge, daraus hergestelltes schmiedeteil und verfahren zur herstellung eines schmiedeteils

Info

Publication number: EP3168312B1
Application number: EP15194741.3A
Authority: EP
Inventors: Ulrich Reichel; Till SCHNEIDERS; Frank van Soest; Hans-Günter KRULL
Original assignee: Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH and Co KG
Current assignee: Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH and Co KG
Priority date: 2015-11-16
Filing date: 2015-11-16
Publication date: 2019-04-10
Anticipated expiration: 2035-11-16
Also published as: JP2019501280A; US20180327873A1; JP6616501B2; CA3005378A1; CN108474049A; RU2703085C1; KR20180071357A; WO2017085072A1; PT3168312T; ES2733805T3; KR102178736B1; DK3168312T3; CA3005378C; PL3168312T3; EP3168312A1; CN108474049B

Description

Die Erfindung betrifft einen Edelbaustahl mit hoher Festigkeit und einem Gefüge, das zu mindestens 80 Vol.-% aus Bainit besteht.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Schmiedeteil, das aus einem solchen Edelbaustahl hergestellt ist.
Schließlich betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedebauteils aus einem erfindungsgemäßen Edelbaustahl.
Wenn nachfolgend "%"-Angaben zu Legierungen oder Stahlzusammensetzungen gemacht werden, so beziehen diese sich jeweils auf das Gewicht, soweit nichts ausdrücklich anderes angegeben ist.
Sämtlich der im vorliegenden Text angegebenen mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls und der gegebenenfalls zum Vergleich angeführten Stähle sind, soweit nicht anders angegeben, nach DIN EN ISO 6892-1 bestimmt worden.
Wie von Dipl.-Ing. Christoph Keul et al. im Artikel "Entwicklung eines hochfesten duktilen bainitischen (HDB) Stahls für hochbeanspruchte Schmiedebauteile", erschienen im Schmiede-Journal, Ausgabe September 2010, herausgegeben vom Industrieverband Massivumformung e.V., berichtet, besteht speziell in der Schmiedeindustrie die Forderung nach Stahlwerkstoffkonzepten, die die Möglichkeit bieten, eine hohe Festigkeit und Zähigkeit bei gleichzeitig verkürzter Prozesskette ihrer Herstellung zu realisieren. Weiter heißt es in dem Artikel, dass sich dazu als vielversprechend Werkstoffe mit einem bainitischen Gefüge herausgestellt haben, bei denen gute Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften ohne die Notwendigkeit einer zusätzlichen Wärmebehandlung vereint werden, die durch Zugfestigkeiten von mehr als 1200 MPa, eine Streckgrenze von mehr 850 MPa und eine Bruchdehnung von mehr 10 % bei einer Kerbschlagarbeit von 27 J bei Raumtemperatur gekennzeichnet sind. Als Beispiel für Legierungskonzepte, die solche Eigenschaften bieten, werden in dem Artikel ein Stahl mit (in Gew.-%) 0,18 % C, 1,53 % Si, 1,47 % Mn 0,007 % S, 1,30 % Cr, 0,07 % Mo, 0,0020 % B, 0,027 % Nb, 0,026 % Ti, 0,0080 % N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sowie ein Stahl mit 0,22 % C, 1,47 % Si, 1,50 % Mn, 0,006 % S, 1,31 % Cr, 0,09 % Mo, 0,0025 % B, 0,035 % Nb, 0,026 % Ti, 0,0108 % N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen vorgestellt.
Eine andere Entwicklung, welche ebenfalls auf einen Stahl zur Herstellung von Gesenkschmiedeteilen abzielt, die ohne eine zusätzliche Wärmebehandlung eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig hoher Zähigkeit besitzen, ist in der EP 1 546 426 B1 beschrieben. Der aus dieser Patentschrift bekannte Stahl enthält (in Gew.-%) 0,12 - 0,45 % C, 0,10 - 1,00 % Si, 0,50 - 1,95 % Mn, 0,005 - 0,060 % S, jeweils 0,004 - 0,050 % Al und Ti, jeweils bis zu 0,60 % Cr, Ni, Co, W, Mo und Cu, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,050 % Nb, 0,10 - 0,40 % V, 0,015 - 0,04 % N und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen mit den Maßgaben, dass das Produkt aus den V- und N-Gehalten des Stahls 0,0021 - 0,0120 beträgt, dass der S-Gehalt %S, der Al-Gehalt %Al, der Nb-Gehalt %Nb und der Ti-Gehalt %Ti, die Bedingung 1,6 x %S + 1,5 x %Al + 2,4 x %Nb + 1,2 x %Ti = 0,040 - 0,080 % und der Mn-Gehalt %Mn, der Cr-Gehalt %Cr, der Ni-Gehalt %Ni, der Cu-Gehalt %Cu und der Mo-Gehalt %Mo die Bedingung 1,2 x %Mn + 1,4 x %Cr + 1,0 x %Ni + 1,1 x %Cu + 1,8 x %Mo = 1,00 - 3,50 % erfüllen. Als wesentlich wird dabei angesehen, dass die notwendige Zähigkeitsverbesserung durch eine Absenkung des Kohlenstoffgehaltes im Stahl erreicht wird. Der nach dem Stand der Technik damit prinzipiell einhergehende Festigkeitsverlust wird durch die übrigen Legierungselemente ausgeglichen, deren Gehalte so abgestimmt sind, dass es zur Verfestigung durch Mischkristallbildung kommt.
Des Weiteren ist aus der DE 697 28 076 T2 ( EP 0 787 812 B1 ) ein Herstellungsverfahren eines Stahlschmiedestücks bekannt, bei dem ein Stahl mit (in Gew.-%) 0,1 -0,4 % C, 1 - 1,8 % Mn, 0,15 - 1,7 % Si, bis zu 1 % Ni, bis zu 1,2 % Cr, bis zu 0,3 % Mo, bis zu 0,3 % V, bis zu 0,35 % Cu sowie jeweils optional 0,005 - 0,06 % Al, 0,0005 - 0,01 % B, 0,005 - 0,03 % Ti, 0,005 % - 0,06 % Nb, 0,005 - 0,1 % S, bis zu 0,006 % Calcium, bis zu 0,03 % Te, bis zu 0,05 % Se, bis zu 0,05 % Bi und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen zu einem Halbzeug vergossen wird, dass dann in konventioneller Weise zu einem Schmiedeteil warmgeschmiedet wird. Anschließend wird das Schmiedeteil einer Wärmebehandlung unterzogen, die eine mit einer Kühlgeschwindigkeit Vr von mehr als 0,5 °C/s ablaufende Abkühlung von einer Temperatur, bei der der Stahl austenitisch ist, bis auf eine Temperatur Tm umfasst, die zwischen Ms +100 °C und Ms -20 °C liegt. Das Schmiedeteil wird dann über mindestens zwei Minuten bei einer Temperatur gehalten, die zwischen der Temperatur Tm und einer Temperatur Tf liegt, für die gilt Tf > Tm -100 °C. Auf diesem Weg soll man ein Stahlbauteil mit im Wesentlichen bainitischen Gefüge erhalten, das mindestens 15 % unteres Bainit und vorzugsweise mindestens 20 % zwischen Tm und Tf gebildeten Bainit umfasst.
Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der DE 697 28 076 T2 ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks bekannt, das aus einem Stahl erzeugt wird, der (in Gew.-%) > 0,1 %, vorzugsweise > 0,15 % C, jedoch < 0,4 % und vorzugsweise < 0,3 % C, enthält, um eine ausreichende Härte und die Zugfestigkeit Rm auf 1200 MPa zu begrenzen, > 1 % Mangan, um eine ausreichende Härtbarkeit zu erhalten, jedoch < 1,8 %, vorzugsweise < 1,6 %, Mn, um die Bildung von Bändern mit Seigerungen zu vermeiden, > 0,15 % Si, um den Ferrit zu härten und um gegebenenfalls die Bildung von Restaustenit zu begünstigen, was die Dauerfestigkeit verbessert, jedoch < 1,7 % Si, da mehr Silizium den Stahl spröde machen würde, sowie ≤ 1 % Ni, ≤ 1,2 % Cr und ≤ 0,3 % Mo enthält, um die Härtbarkeit einzustellen. Optional kann der Stahl auch noch 0,005 - 0,03 % Ti, 0,005 - 0,06 % Nb, 0,0005 - 0,01 % B, ≤ 0,3 % V, < 0,35 % Cu, 0,005 - 0,06 % Al, 0,005 - 0,1 % S, ≤ 0,006 % Ca, ≤ 0,03 % Te, ≤ 0,05 % Se, ≤ 0,05 % Bi, ≤ 0,1 % Pb enthalten, wobei der Rest des Stahls jeweils aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Des Weiteren ist aus der EP 1 408 131 A1 eine Stahlzusammensetzung bekannt, die aus (in Gew.-%) C: 0,12 - 0,45 %, Si: 0,10 - 1,00 %, Mn: 0,50 - 1,95 %, S: 0,005 - 0,060 %, Al: 0,004 - 0,050 %, Cr: 0 - 0,60 %, Ni: 0 - 0,60 %, Co: 0 - 0,60 %, W: 0 - 0,60 %, B: 0 - 0,01 %, Mo: 0 - 0,60 %, Cu: 0 - 0,60 %, Nb: 0 - 0,050 %, V: 0,10 - 0,40 %, N: 0,015 - 0,040 % und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Dabei werden die Gehalte an V und N, an S, Al, Nb, Ti und Mn, Cr, Ni, Cu, Mo nach besonderen Maßgaben aufeinander abgestimmt. Der so zusammengesetzte Stahl soll besonders zur Herstellung von Gesenkschmiedeteilen, insbesondere Fahrwerksteilen, mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit ohne Schlussvergütung geeignet sein.
Praktische Versuche mit Stahlwerkstoffen der voranstehend erläuterten Art haben gezeigt, dass derartige bainitische Stähle aufgrund ihrer Neigung zum Verzug und stark schwankenden mechanischen Eigenschaften für Bauteile mit großen Querschnittsänderungen ungeeignet sind.
Vor diesem Hintergrund bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl zu schaffen, der eine hohe Festigkeit besitzt, ohne dass dazu aufwändige Wärmebehandlungsverfahren absolviert werden müssen, der eine geringe Neigung zum Verzug hat und der als solcher insbesondere für die schmiedetechnische Herstellung von Schmiedeteilen mit über ihre Länge großen Querschnittsänderungen geeignet ist.
Ebenso sollte ein Schmiedeteil angegeben werden, das ohne aufwändige Wärmebehandlungsverfahren eine optimale Eigenschaftskombination besitzt.
Schließlich sollte ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks vorgeschlagen werden, das mit einfachen Mitteln die Erzeugung von Schmiedeteilen mit optimierter Eigenschaftskombination ermöglicht.
In Bezug auf den Stahl hat die Erfindung die voranstehend genannte Aufgabe durch den in Anspruch 1 angegebenen Edelbaustahl gelöst.
In Bezug auf das Schmiedebauteil besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe darin, dass ein solches Stahlbauteil aus einem erfindungsgemäßen Stahl hergestellt ist.
In Bezug auf das Verfahren hat die Erfindung die oben genannte Aufgabe schließlich dadurch gelöst, dass bei der Herstellung eines Schmiedebauteils die in Anspruch 12 genannten Arbeitsschritte durchlaufen werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Ein erfindungsgemäßer Edelbaustahl besitzt bei einer Streckgrenze von mindestens 750 MPa und einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und ein zu mindestens 80 Vol.-% bainitisches Gefüge, wobei die verbleibenden 20 Vol.-% des Gefüges Restaustenit, Ferrit, Perlit oder Martensit sein können.
Dabei zeichnet sich der erfindungsgemäß Stahl durch eine hohe Bruchdehnung A von mindestens 10 %, insbesondere mindestens 12 %, aus, wobei sich in der Praxis zeigt, dass erfindungsgemäße Stähle regelmäßig eine Bruchdehnung A von mindestens 15 % erreichen.
Erfindungsgemäß besteht der Edelbaustahl dazu aus (in Gew.-%) bis zu 0,25 % C, bis zu 1,5 % Si, insbesondere bis zu 1 % Si oder bis zu 0,45 % Si, 0,20 - 2,00 % Mn, bis zu 4,00 % Cr, 0,7 - 3,0 % Mo, 0,004 - 0,020 % N, bis zu 0,40 % S, 0,001 - 0,035 % Al, 0,0005 - 0,0025 % B, bis zu 0,015 % Nb, bis zu 0,01 % Ti, bis zu 0,50 % V, bis zu 1,5 % Ni, bis zu 2,0 % Cu und als Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei der Al-Gehalt %Al, der Nb-Gehalt %Nb, der Ti-Gehalt %Ti, der V-Gehalt %V und der N-Gehalt %N des Edelbaustahls jeweils folgende Bedingung erfüllen: $% Al / 27 + % Nb / 45 + % Ti / 48 + % V / 25 > % N / 3,75$
Zu den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen gehören alle Elemente, die in Bezug auf die hier interessierenden Eigenschaften legierungstechnisch unwirksamen Mengen vorhanden sind und aufgrund der jeweils gewählten Erschmelzungsroute oder das jeweils gewählte Ausgangsmaterial (Schrott) in den Stahl gelangen. Insbesondere gehören zu den unvermeidbaren Verunreinigungen auch Gehalte an P von bis zu 0,0035 Gew.-%.
Ein erfindungsgemäßer Stahl und die daraus hergestellten Schmiedebauteile zeichnen sich selbst dann durch eine besonders gleichmäßige Eigenschaftsverteilung aus, wenn aufgrund wechselnder Bauteilabmessungen bei der Abkühlung aus der Schmiedehitze über das Schmiedeteilvolumen betrachtet lokal stark unterschiedliche Abkühlbedingungen herrschen. Diese Unempfindlichkeit gegen die Abkühlbedingungen wird dadurch erreicht, dass der erfindungsgemäße Edelbaustahl ein homogenes, weitestgehend ausschließlich bainitisches Gefüge mit geringer Varianz der Härte besitzt. Dieser homogene Gefügezustand beinhaltet gleichzeitig geringe Eigenspannungen, was sich positiv auf das Verzugsverhalten auswirkt.
Dementsprechend ist erfindungsgemäßer Stahl insbesondere zur Herstellung von geschmiedeten Bauteilen geeignet, bei denen Abschnitte mit stark unterschiedlichen Volumina und Durchmesser aneinander stoßen. Beispiele für solche Schmiedestücke, für deren schmiedetechnische Herstellung sich der erfindungsgemäße Stahl besonders eignet, sind Kurbelwellen, Pleuel und desgleichen, die insbesondere für Verbrennungsmotoren bestimmt sind.
Des Weiteren können aus erfindungsgemäßem Stahl Teile im Bereich des Fahrwerks und der Radaufhängung mit stark unterschiedlichen Querschnitten ohne große anschließende Nachbearbeitung durch Schleifen unter Einhaltung der vorgegebenen Festigkeitseigenschaften prozesssicher hergestellt werden.
Wie anhand des als Fig. 1 beigefügten ZTU-Schaubilds eines erfindungsgemäßen Stahls nachvollziehbar, bedeutet dies aus werkstofftechnischer Sicht, dass bei einem erfindungsgemäßen Edelbaustahl ein besonders weites Fenster zur Bainitisierung genutzt werden kann, wenn der erfindungsgemäße Edelbaustahl aus der Schmiedehitze kontinuierlich abgekühlt wird. Die Legierung des erfindungsgemäßen Edelbaustahls ist dabei so gewählt, dass im Zuge der Abkühlung keine seine Eigenschaften beeinflussenden Mengen an Martensit oder Ferrit bzw. Perlit im Gefüge entstehen. Erfindungsgemäßer Edelbaustahl zeichnet sich somit dadurch aus, dass er ein vorwiegend, d.h. zu mindestens 80 Vol.-% bainitsches Gefüge besitzt, wobei der Gehalt an nicht bainitschen Gefügebestandteilen in erfindungsgemäßen Stählen typischerweise so stark minimiert ist, dass der erfindungsgemäße Stahl ein im technischen Sinne vollständig bainitisches Gefüge besitzt.
Hierbei stellt sich beim erfindungsgemäßen Edelbaustahl weitestgehend unabhängig von der Abkühlgeschwindigkeit im Bainit eine nahezu konstante Härte ein. Die konstante Härte ist eine Folge der nahezu vollständigen Umwandlung des ehemaligen Austenits in Bainit, bevorzugt in eine bainitische Umwandlungsstufe.
Durch die Begrenzung des C-Gehalts auf höchstens 0,25 Gew.-% wird einerseits erreicht, dass ein erfindungsgemäßer Edelbaustahl trotz seiner maximierten Festigkeit gute Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften besitzt. Der geringe C-Gehalt trägt bei einem erfindungsgemäßen Stahl auch zur Beschleunigung der Bainitumwandlung bei, so dass die Entstehung von unerwünschten Gefügebestandteilen vermieden wird.
Gleichzeitig kann eine gewisse Menge an Kohlenstoff im erfindungsgemäßen Edelbaustahl aber auch zur Festigkeit beitragen. Hierzu ist ein Gehalt von mindestens 0,09 Gew.-% C im Stahl vorgesehen. Eine optimierte Wirkung der Anwesenheit von C im erfindungsgemäßen Stahl wird somit dadurch erreicht, dass der C-Gehalt auf 0,09 - 0,25 Gew.-% eingestellt ist.
Der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf 1,5 Gew.-%, insbesondere 1 Gew.-% oder 0,75 Gew.-%, beschränkt, um die Bainitumwandlung möglichst früh ablaufen zu lassen. Um diesen Effekt besonders sicher zu erreichen, kann der Si-Gehalt auch auf höchstens 0,45 Gew.-% beschränkt werden.
Mo ist im erfindungsgemäßen Edelbaustahl in Gehalten von 0,6 - 3,0 Gew.-% vorhanden, um die Umwandlung des Gefüges in Ferrit oder Perlit zu verzögern. Diese Wirkung tritt insbesondere dann ein, wenn mindestens 0,7 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,70 Gew.-% Mo, im Stahl vorhanden sind. Bei Gehalten von mehr als 3,0 Gew.-% tritt im erfindungsgemäßen Stahl keine wirtschaftlich vertretbare weitere Steigerung der positiven Wirkung von Mo mehr ein. Außerdem besteht oberhalb 3,0 Gew.-% Mo die Gefahr der Bildung einer molybdänreichen Karbidphase, welche die Zähigkeitseigenschaften negativ beeinflussen kann. Optimale Wirkungen von Mo im erfindungsgemäßen Stahl können erwartet werden, wenn der Mo-Gehalt mindestens 0,7 Gew.-% beträgt. Als besonders effektiv haben sich dabei Mo-Gehalte von höchstens 2,0 Gew.-% erwiesen.
Mangan ist in Gehalten von 0,20 - 2,00 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, um die Zugfestigkeit und Streckgrenze einzustellen. Ein Mindestgehalt von 0,20 Gew.-% Mn ist erforderlich, damit es zu einer Festigkeitssteigerung kommt. Soll dieser Effekt besonders sicher erreicht werden, so kann ein Mn-Gehalt von mindestens 0,35 Gew.-% vorgesehen werden. Zu hohe Mn-Gehalte führen zur Verzögerung der Bainitumwandlung und damit zu einer überwiegend martensitischen Umwandlung. Daher ist der Mn-Gehalt auf höchstens 2,00 Gew.-%, insbesondere 1,5 Gew.-%, beschränkt. Negative Einflüsse der Anwesenheit von Mn lassen sich besonders sicher vermeiden, indem der Mn-Gehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf maximal 1,1 Gew.-% beschränkt wird.
Der Schwefelgehalt eines erfindungsgemäßen Stahls kann bis zu 0,4 Gew.-%, insbesondere max. 0,1 Gew.-% oder max. 0,05 Gew.-% betragen, um die Zerspanbarkeit des Stahls zu unterstützen.
Die legierungstechnische Feinjustierung in Bezug auf die mechanischen Eigenschaften und die Gefügebeschaffenheit eines erfindungsgemäßen Edelbaustahls erfolgt nach dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept über eine kombinierte Mikrolegierung aus den Elementen Bor in Gehalten von 0,0005 - 0,0025 Gew.-%, Stickstoff in Gehalten von 0,004 - 0,020 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,006 Gew.-% N oder bis zu 0,0150 Gew.-% N, Aluminium in Gehalten von 0,001 - 0,035 Gew.-% sowie Niob in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, Titan in Gehalten von bis 0,01 Gew.-% und Vanadium in Gehalten von bis zu 0,10 Gew.-%.
Die Gehalte %Al, %Nb, %Ti, %V und %N an Al, Nb, Ti, V und N sind dabei über die Bedingung $% Al / 27 + % Nb / 45 + % Ti / 48 + % V / 25 > % N / 3,75$
miteinander so verknüpft, dass der im Edelbaustahl enthaltene Stickstoff über die jeweils vorhandenen Gehalte an Al sowie die erforderlichenfalls zusätzlich zugegebenen Gehalte an Nb, Ti und V vollständig abgebunden ist und Bor somit umwandlungsverzögernd wirken kann. Gleichzeitig tragen die erfindungsgemäß vorgesehenen und aufeinander sowie den N-Gehalt abgestimmten Gehalte an Mikroelementen zur Erhöhung der Feinkornstabilität und Festigkeit bei.
Die erfindungsgemäße Abbindung von N ermöglicht darüber hinaus, dass Bor als gelöstes Element in der Matrix wirksam wird und die Bildung von Ferrit und oder Perlit unterdrückt.
Um die Vorteile der Anwesenheit der Mikrolegierungselemente und von Aluminium sicher zu nutzen, kann es zweckmäßig sein, den Al-Gehalt auf mindestens 0,004 Gew.-%, den Ti-Gehalt auf mindestens 0,001 Gew.-%, den V-Gehalt auf mindestens 0,02 Gew.-% oder den Nb-Gehalt auf mindestens 0,003 Gew.-% einzustellen. Dabei können die Mikrolegierungselemente V, Ti, Nb einerseits und Al andererseits jeweils in Kombination mit einem oder mehreren Elementen der Gruppe "Al, V, Ti, Nb" oder alleine in oberhalb der genannten Mindestgehalte liegenden Mengen vorhanden sein.
Bei Gehalten von bis zu 0,008 Gew.-% Ti, von bis zu 0,01 Gew.-% Nb, von bis zu 0,075 Gew.-% V oder von bis zu 0,020 Gew.-% Al lassen sich die Wirkungen dieser Elemente im erfindungsgemäßen Baustahl besonders wirksam nutzen. Gleichzeitig führen die gebildeten Nitride bzw. Karbonitride zu einem Anstieg der Festigkeit und tragen zur Feinkornstabilität bei. Auch hier können die genannten Obergrenzen der Gehalte an Ti, Nb, V oder Al jeweils alleine oder in Kombination miteinander eingehalten werden, um die jeweils optimale Wirkung des betreffenden Legierungselements zu erzielen.
Optional vorhandene Gehalte an Cr von bis zu 4,00 Gew.-%, insbesondere bis zu 3 Gew.-% oder bis zu 2,5 Gew.-%, tragen zur Härtbarkeit und Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei. Hierzu können beispielsweise mindestens 0,5 Gew.-% oder mindestens 0,8 Gew.-% Cr vorgesehen sein.
Ebenso optional vorhandene Gehalte an Ni von bis zu 1,5 Gew.-% können ebenfalls zur Härtbarkeit des Stahls beitragen.
Zu den über das Ausgangsmaterial in den erfindungsgemäßen Stahl gelangenden oder gezielt zugegebenen Legierungselementen gehört auch Cu, dessen Gehalt zur Vermeidung von negativen Einflüssen im erfindungsgemäßen Stahl auf max. 2,0 Gew.-% begrenzt ist. Eine positive Wirkung der optionalen Anwesenheit von Kupfer in der Legierung eines erfindungsgemäßen Baustahls besteht in der Ausbildung von feinsten Restaustenitfilmen und der damit einhergehenden deutlichen Anhebung des Zähigkeitsniveaus. Dieser Effekt kann dadurch erzielt werden, dass mindestens 0,3 Gew.-% Cu, insbesondere mehr als 0,3 Gew.-% Cu, im erfindungsgemäßen Baustahl vorhanden sind. Indem der Cu-Gehalt auf höchstens 0,9 Gew.-% beschränkt wird, kann eine optimierte positive Wirkung des Kupfergehalts erzielt werden.
Wird erfindungsgemäßer Stahl auf für eine Warmumformung typische Wärmetemperaturen von mindestens 100 °C oberhalb der jeweiligen Ac3-Temperatur liegende, insbesondere mehr als 900 °C betragende Wärmetemperatur für die Warmverformung erwärmt, dann warmverformt und schließlich geregelt oder ungeregelt an ruhender oder bewegter Luft auf eine Temperatur von weniger als 200 °C, insbesondere auf Raumtemperatur, abgekühlt, so stellt sich bei einer extrem weiten Spanne der Abkühlgeschwindigkeit nach der Umwandlung ein gleichmäßig bainitisches Gefüge ein. Die Ac3-Temperatur des Stahls kann in an sich bekannter Weise auf Grundlage seiner jeweiligen Zusammensetzung bestimmt werden. Die Obergrenze des Bereichs der Wärmetemperatur beträgt typischerweise 1300 °C, insbesondere 1250 °C oder 1200 °C.
Als Maß für die Spanne der Abkühlgeschwindigkeiten kann hier die t8/5-Zeit herangezogen werden, also die Zeit, innerhalb der das jeweils warmgeformte Teil von 800 °C auf 500 °C abkühlt. Diese t8/5-Zeit soll bei der Abkühlung von aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellten Bauteilen bei 10 - 1000 s liegen.
Die jeweils konkret gewählte Abkühlzeit sollte in Abhängigkeit von der jeweiligen Wärmetemperatur gewählt werden. Der Einfluss der Wärmetemperatur kann anhand des als Fig. 2 beigefügten ZTU-Schaubilds nachvollzogen werden, in dem für die Wärmetemperaturen 900 °C (durchgezogene Linie), 1100 °C (gestrichelte Linie) und 1300 °C (punktierte Linie) die jeweilige Lage des jeweiligen Bainitgebiets über der Abkühlzeit dargestellt ist. Demnach sollten bei niedrigen Wärmetemperaturen von 900 °C kürzere t8/5-Zeiten gewählt werden, um das gewünschte Bainitgefüge zu erreichen, wogegen bei höheren Wärmetemperaturen die Abkühlung langsamer erfolgen kann. Eine hohe Sicherheit, dass bei der Abkühlung von erfindungsgemäßem Stahl das Bainitgebiet unabhängig von der jeweiligen Wärmetemperatur getroffen wird, besteht für erfindungsgemäße Stähle bei im Bereich von 900 - 1300 °C liegenden Wärmetemperaturen demnach dann, wenn die t8/5 Zeit 100 - 800 s beträgt.
Das erfindungsgemäße Legierungskonzept lässt somit hohe Warmformtemperaturen von mehr als 1150 °C zu, wodurch sich die Umformkräfte bei der Warmformgebung vermindern lassen, ohne dass ein unerwünschtes Kornwachstum eintritt.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Schmiedestücken mit einer Streckgrenze von mindestens 750 MPa und einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa sowie einem zu mindestens 80 Vol.-% bainitischem Gefüge, das in Summe bis zu 20 Vol.-% Restaustenit, Ferrit, Perlit oder Martensit enthalten kann, umfasst dementsprechend folgende Arbeitsschritte:

a) Bereitstellen eines Schmiedehalbzeugs, das aus einem in der voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß zusammengesetzten Edelbaustahl besteht;
b) Erwärmen des Schmiedehalbzeugs auf eine Schmiedetemperatur von mindestens 100 °C über der Ac3-Temperatur des jeweiligen Edelbaustahls, wobei die Ac3-Temperatur in konventioneller Weise in Abhängigkeit von der jeweiligen Zusammensetzung des Edelbaustahls bestimmt wird;
c) Schmieden des auf die Schmiedetemperatur erwärmten Schmiedehalbzeugs zu dem Schmiedestück;
d) Abkühlen des Schmiedestücks aus der Schmiedehitze auf eine unterhalb von 500 °C liegende Temperatur, wobei die t8/5-Zeit bei der Abkühlung 10 - 1000 s beträgt.

Zur Verminderung der Umformkräfte kann es sich auch im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens im Hinblick auf eine Minimierung der erforderlichen Schmiedekräfte als vorteilhaft erweisen, wenn das jeweils den Ausgangspunkt der Schmiedeverformung bildende Halbzeug für das Schmieden auf eine Schmiedetemperatur von mehr als 1150 °C erwärmt wird.
Eine weitere Einstellung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Festigkeit und Zähigkeit, der aus erfindungsgemäßem Stahl warmgeformten, insbesondere geschmiedeten Bauteile kann mittels einer Anlassbehandlung erfolgen, bei der das jeweilige Teil über eine Anlassdauer von 0,5 - 2 h im Temperaturintervall von 180 - 375 °C gehalten wird.
In der Praxis lassen sich beim erfindungsgemäßen Stahl zuverlässig Zugfestigkeiten von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze von mindestens 750 MPa, und eine Bruchdehnung A von mindestens 15 %, wobei sich in der Praxis zeigt, dass regelmäßig sogar noch höhere Dehnwerte A von mindestens 17 % erreicht werden. Diese Eigenschaftskombination bei aus erfindungsgemäßem Stahl bestehenden Schmiedestücken kommen insbesondere dann vor, wenn sie in der erfindungsgemäßen Weise erzeugt worden sind.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Es wurden erfindungsgemäße Stahlschmelzen E1 - E6 und eine Vergleichsschmelze V1 mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen und zu Halbzeugen vergossen, bei denen es sich um Blöcke handelte, wie sie üblicherweise für die schmiedetechnische Weiterverarbeitung zur Verfügung gestellt werden.
Die Halbzeuge sind für eine Schmiedeverformung auf eine Wärmtemperatur Tw durcherwärmt, anschließend in konventioneller Weise durch Gesenkschmieden zu Schmiedestücken warmumgeformt und dann an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Bei einigen der erhaltenen Schmiedeteile ist anschließend eine Anlassbehandlung durchgeführt worden.
In Tabelle 2 sind die bei den Beispielen angewendeten Wärmetemperaturen Tw, die jeweils für den Durchlauf des kritischen Temperaturbereichs von 800 - 500 °C benötigte t8/5-Zeit, die Temperatur und Dauer der Anlassbehandlung, sofern eine solche durchgeführt worden ist, sowie der Bainitanteil im Gefüge, die Zugfestigkeit Rm, die Streckgrenze Re, die Dehnung A und die Kerbschlagarbeit W des nach dem Schmieden erhaltenen Schmiedestücks angegeben.

Die Beispiele zeigen, dass sich bei Einhaltung der erfindungsgemäßen Vorgaben Schmiedestücke herstellen lassen, die es erlauben, die bei ihrer Erzeugung eingestellten Betriebsparameter über eine große Bandbreite zu variieren und dabei zuverlässig warmgeformte Bauteile mit optimierten mechanischen Eigenschaften zu erhalten.

Tabelle 1

Stahl	C	Si	Mn	Cr	Mo	N	S	Al	B	Nb	Ti	V	Ni	Cu	P	(1)	(2)	(1)>(2)
E1	0,13	0,4	0,55	2,37	1,04	0,0069	0,003	0,015	0,0012	0,003	0,002	0,03	0,24	0,19	0,019	0,006864	0,00184	JA
E2	0,17	0,25	0,72	2,05	0,71	0,0100	0,005	0,020	0,0012	0,021	0,001	0,10	0,24	0,23	0,021	0,005228	0,002667	JA
E3	0,17	0,24	0,90	1,72	0,74	0,0082	0,003	0,031	0,0008	0,007	0,001	0,03	0,22	0,62	0,017	0,002525	0,002187	JA
E4	0,23	0,27	0,43	1,23	0,77	0,0076	0,034	0,017	0,0013	0,003	0,001	0,04	0,17	0,21	0,017	0,002317	0,002027	JA
E5	0,16	0,73	1,49	0,94	0,78	0,0077	0,004	0,027	0,0013	0,003	0,001	0,06	0,21	0,17	0,016	0,003488	0,002050	JA
E6	0,19	0,67	0,89	1,47	0,79	0,0092	0,005	0,035	0,0012	0,003	0,001	0,03	0,22	0,13	0,020	0,002584	0,002453	JA
V1	0,24	0,10	1,50	2,00	0,03	0,0100	0,002	0,023	-	0,020	0,015	0,02	0,40	0,50	0,018	0,002409	0,002667	NEIN

Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
(1): %Al/27 + %Nb/45 + %Ti/48 + %V/25
(2): %N/3,75

Tabelle 2

Stahl	Tw	t8/5	Anlassbehandlung	Bainitanteil im Gefüge	Rm	Re	A	Erfindungsgemäß?
Stahl	[°C]	[s]	[°C],[h]	[Vol.-%]	[MPa]	[MPa]	[%]	Erfindungsgemäß?
E1	1050	320	ohne	>97 %	965	763	22	JA
E2	1080	580	ohne	>97 %	1225	972	17	JA
E3	1080	640	ohne	>97 %	1174	840	25	JA
E4	1150	500	300 °C, 1,5 h	>97 %	1192	1034	24	JA
E5	950	100	ohne	>97 %	1353	1112	24	JA
E6	950	200	ohne	>97 %	1367	1167	22	JA
V1	1075	500	ohne	75 % (Rest MS)	1352	897	8	NEIN

Claims

Edelbaustahl mit einer Streckgrenze von mindestens 750 MPa, einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem Gefüge, das zu mindestens 80 Vol.-% aus Bainit besteht und in Summe höchstens 20 Vol.-% an Restaustenit, Ferrit, Perlit und/oder Martensit aufweist, wobei der Stahl aus (in Gew.-%) C: 0,09 - 0,25 %, Si: 0 - 1,5 %, Mn: 0,20 - 2,00 %, Cr: 0 - 4,00 %, Mo: 0,6 - 3,0 %, N: 0,004 - 0,020 %, S: 0 - 0,40 %, Al: 0,001 - 0,035 %, B: 0,0005 - 0,0025 %, Nb: 0 - 0,015 %, Ti: 0 - 0,01 %, V: 0 - 0,10 %, Ni: 0 - 1,5 %, Cu: 0 - 2,0 %,

Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen,
besteht und
der Al-Gehalt %Al, der Nb-Gehalt %Nb, der Ti-Gehalt %Ti, der V-Gehalt %V und der N-Gehalt %N des Edelbaustahls jeweils folgende Bedingung erfüllen: $% Al / 27 + % Nb / 45 + % Ti / 48 + % V / 25 > % N / 3,75$
Edelbaustahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt mindestens 0,004 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt höchstens 0,020 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt mindestens 0,003 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt höchstens 0,01 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt mindestens 0,001 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt höchstens 0,008 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein V-Gehalt mindestens 0,02 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein V-Gehalt höchstens 0,075 Gew.-% beträgt.
Edelbaustahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Bruchdehnung A mindestens 10 % beträgt.
Schmiedestück bestehend aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche beschaffenen Stahl.
Verfahren zum Herstellen eines Schmiedestücks mit einer Streckgrenze von mindestens 750 MPa und einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem zu mindestens 80 Vol.-% bainitischem Gefüge, wobei die verbleibenden maximal 20 Vol.-% sonstigen Gefügeanteile Restaustenit, Ferrit, Perlit oder Martensit sein können, umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Bereitstellen eines Schmiedehalbzeugs, das aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 - 9 zusammengesetzten Edelbaustahl besteht;

b) Erwärmen des Schmiedehalbzeugs auf eine Schmiedetemperatur von mindestens 100 °C oberhalb der Ac3-Temperatur des Edelbaustahls;

c) Schmieden des auf die Schmiedetemperatur erwärmten Schmiedehalbzeugs zu dem Schmiedestück;

d) Abkühlen des Schmiedestücks aus der Schmiedehitze auf eine unterhalb von 200 °C liegende Temperatur, wobei die t8/5-Zeit bei der Abkühlung 10 - 1000 s beträgt.
Verfahren nach Anspruch 12,dadurch gekennzeichnet, dass die Schmiedetemperatur mehr als 1150 °C beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmiedestück nach der Abkühlung eine Anlassbehandlung durchläuft, bei der es über eine Anlassdauer von 0,5 - 2 h bei einer 180 - 375 °C betragenden Anlasstemperatur gehalten wird.