EP3225702B1 - Stahl mit reduzierter dichte und verfahren zur herstellung eines stahlflach- oder -langprodukts aus einem solchen stahl - Google Patents

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EP3225702B1
EP3225702B1 EP16162652.8A EP16162652A EP3225702B1 EP 3225702 B1 EP3225702 B1 EP 3225702B1 EP 16162652 A EP16162652 A EP 16162652A EP 3225702 B1 EP3225702 B1 EP 3225702B1
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EP
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steel
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flat
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Hans-Günter KRULL
Frank van Soest
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Original Assignee
Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH and Co KG
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the invention relates to a steel with a reduced density as a result of its high Al content and to a method for producing a flat or long product from such a steel.
  • steel flat product or “flat product” denotes rolled products whose thickness is very much less than their length and width.
  • the steel flat products or flat products concerned are sheets, strips or blanks obtained from these sheets or strips.
  • long steel products or “long products”, on the other hand, refer to products obtained by forming a preliminary product, the length of which is significantly greater than its width and thickness, but for which the width and thickness are usually of comparable magnitudes.
  • Typical examples of long products are bars, rods, profiles and the like.
  • aluminum is one of the elements that have a ferrite-stabilizing effect and can even completely suppress the austenite-ferrite conversion.
  • a steel is known from JP H11-350087 A which is resistant to corrosion and is said to be inexpensive to produce.
  • this steel (in% by weight) consists of 0.01-3.0% Si, 0.01-3.0% Mn, 0.1-9.9% Cr, 0.1-10% Al and the balance of iron and unavoidable impurities, which include contents of up to 0.02% C, up to 0.03% P, up to 0.01% S and up to 0.02% N.
  • Ti can also be contained in this steel in order to improve the corrosion resistance.
  • a steel alloy with improved resistance, in particular to seawater corrosion which, in addition to iron 0.9-7% by weight Al and at least one further alloy component from the group "Co, Mo and Ti", in an amount of up to 5% by weight.
  • % Co, up to 5% by weight Mo and up to 1.5% by weight Ti and amounts customary for low-alloy steels of C, Mn, Si, P and S.
  • the object of the invention was to provide a reduced-density material based on iron, the mechanical properties of which make it suitable for a wide range of applications, in particular in the automotive industry.
  • the invention has achieved this object by the steel specified in claim 1.
  • the invention has achieved the above-mentioned object in that the working steps specified in claim 8 are used in the processing of steels according to the invention into flat or long products.
  • the required strength of more than 500 MPa is formed in addition to the known solid-solution strengthening elements chromium, molybdenum, silicon and manganese via precipitation phases. These phases are mainly excreted intracrystalline.
  • Strength-increasing intermetallic phases such as the Laves phase, essentially consist of iron, titanium and optionally of molybdenum, Ni (Mn, Al, Ti), Ni 2 MnAl, Ni 3 Ti and Cu. Fine carbides, fine nitrides and fine carbonitrides also contribute to the strength level.
  • alloying with carbon was largely dispensed with in the alloy concept according to the invention and the freedom from conversion was accepted.
  • the carbon and nitrogen contents in the steel according to the invention are instead limited to the lowest possible values so that at most isolated carbides or carbonitrides are formed during solidification.
  • the C content of the steel according to the invention is at most 0.2% by weight.
  • the formation of undesired carbides can be prevented particularly reliably if the C content is less than 0.1% by weight, in particular at most 0.02% by weight or at most 0.01% by weight.
  • the N content is limited to at most 0.020% by weight, in particular at most 0.005% by weight.
  • the Al content of steels according to the invention is 10-25% by weight.
  • the invention provides for Al contents of more than 12% by weight that the contents of Cr, Mo, Mn, Si, V, W, Ni, Nb, Ti meet the following condition: (% Cr + 2 *% Mo +% Mn +% Si +% V +% W +% Ni +% Nb +% Ti)> 0.05 *% Al with% Cr: Cr content of the steel,% Mo: Mo content of the steel,% Mn: Mn content of the steel,% Si: Si content of the steel,% V: V content of the steel,% W: W Steel content,% Ni: Ni content of steel,% Nb: Nb content of steel,% Ti: Ti content of steel and% Al: Al content of steel.
  • Si 0.1-3.5% by weight of Si, in particular up to 1.5% by weight of Si, is present in the steel according to the invention.
  • the presence of Si has a particularly safe effect if the Si content is at least 0.20% by weight.
  • Sulfur can be added to the steel according to the invention to improve its machinability in contents of up to 0.40% by weight, with optimum effects being obtained at contents of up to 0.28% by weight.
  • the S content of a steel according to the invention can be set to at least 0.01% by weight.
  • the strength of the material can be adjusted by the targeted addition of up to 10% by weight of Ti.
  • This effect of Ti can be achieved particularly reliably by at least 0.60% by weight of Ti in steel according to the invention are present.
  • Optimal effects of Ti result if the Ti content is at least 0.90% by weight or at most 2.0% by weight.
  • Chromium in contents of up to 6.0% by weight helps to avoid superstructure D03 and to solidify the solid solution.
  • the Cr content can be set to at least 0.30% by weight. Optimal effects result when at least 0.50% by weight or at most 3.5% by weight Cr is present in the steel according to the invention.
  • Mo in contents of up to 3.0% by weight helps to avoid superstructure D03, contributes to solidification of the solid solution and promotes the formation of desired precipitates.
  • the Mo content can be set to at least 0.1% by weight, optimal effects of the presence of Mo occurring in the steel according to the invention if its Mo content is at least 0.25% by weight or at most 2.8% by weight.
  • V is present in the steel according to the invention in contents of up to 1.0% by weight, superstructure D03 can also be avoided.
  • the V content can be set to at least 0.10% by weight, optimal effects of the presence of V occurring in the steel according to the invention if its V content is at least 0.20 or at most 0.50% by weight .-%.
  • Tungsten in contents of up to 1.0% by weight also has a positive effect on avoiding the superstructure D03.
  • the W content can be set to at least 0.20% by weight.
  • Optimal effects result when at least 0.40% by weight or at most 1.0% by weight W is present in the steel according to the invention.
  • W as an alternative to Mo
  • twice as much tungsten as molybdenum must be added.
  • Copper in contents of up to 4% by weight in the steel according to the invention has the effect that the strength is increased by copper precipitates. This effect can be used with certainty that the Cu content is at least 0.5% by weight, contents of at most 3.50% by weight having proven to be particularly positive. In order to ensure the hot formability, approximately the same amount of nickel should be alloyed to the material.
  • the addition of up to 0.08% by weight of boron can suppress the precipitation behavior of the hardness-increasing phases at the grain boundaries in the steel according to the invention. This can certainly be achieved by having at least 0.0005% by weight of B in the steel according to the invention. B contents of more than 0.08% by weight, on the other hand, have a negative effect on the formability of the steel. In order to reliably avoid this, the B content of the steel according to the invention can be limited to at most 0.0030% by weight.
  • Nb is present in the steel according to the invention in a content of up to 1.5% by weight, Nb also contributes to avoiding the superstructure D03 and strengthening precipitation phases are formed.
  • the Nb content can be set to at least 0.05% by weight, optimal effects of the presence of Nb occurring in the steel according to the invention if its Nb content is at least 0.10% by weight or at most Is 0.30% by weight.
  • the structure matrix of the steel according to the invention largely exists, i.e. at least 85% by volume of ferrite, with higher ferrite contents of at least 90% by volume being particularly favorable.
  • An austenite content of up to 10% by volume in the structure can also have a positive effect on the toughness of the steel. Therefore it can It may be expedient to adjust the alloy of the steel according to the invention so that at least 2% by volume of austenite is present in the structure of the steel. If the austenite content is greater than 10 vol.%, This has a negative effect on the precipitation behavior of the intermetallic phases.
  • the remaining structural components not taken up by ferrite or austenite are contents of intermetallic phases as well as components of carbide, nitride, bainite or pearlite.
  • the proportions of these remaining constituents in the structure of the steel according to the invention are so small that they have at most insignificant effects on its properties.
  • Undesirable austenite fractions exceeding 10% by volume can be prevented by a suitable adjustment of the Mn and Ni contents of the steel according to the invention.
  • the Mn content of a steel according to the invention is limited to a maximum of 3.5% by weight and the Ni content to a maximum of 4.0% by weight.
  • the positive influence of Mn and Ni on the properties of the steel according to the invention can be used in an optimized manner if the sum of the contents of Mn and Ni is at most 5% by weight. It proves particularly advantageous if the Mn content is set to a maximum of 1.0% by weight or the Ni content to a maximum of 1.5 times the optionally present copper content.
  • the positive influences of the presence of Mn or Ni, such as the maintenance of optimized mechanical properties made possible by the targeted addition of Ni or Mn, in the steel according to the invention can be particularly exploited in that the Mn content of the steel is at least 0.20% by weight. is.
  • Negative effects of the S content specifically approved according to the invention can be avoided by setting the ratio% Mn /% S of the manganese content% Mn to the sulfur content% S to more than 2.0 becomes.
  • the hot forming in the temperature range of 700 - 1280 ° C achieves a complete solution of any precipitations, adequate forming forces, sufficient recrystallization kinetics and minimal grain growth.
  • the flat or long product obtained according to the invention can undergo different heat treatments in order to adjust its mechanical properties.
  • An advantageous way of such a heat treatment in terms of energy utilization can be that the steel flat or long product obtained after the hot forming after the hot forming with a cooling rate of max. 3.0 K / min, in particular 1.5 K / min, is slowly cooled, the cooling rate not being less than 1.0 K / min from a process economics point of view.
  • the final strength of the steel is achieved in a direct manner by eliminating the precipitation phases, such as Laves, Heussler, copper, Ni3Ti and / or Ni3Al phases. This procedure is particularly advantageous if the Ti content of the steel according to the invention is more than 0.60% by weight.
  • the tensile strength of the flat or long product obtained in this way is typically in the range from 700 to 1150 MPa.
  • the product obtained can be aged at temperatures of 150-700 ° C. over a period of 15 minutes to 30 hours in order to positively influence the state of excretion of its structure.
  • the Ti-containing precipitation phases are precipitated, which in particular cause an increase in strength.
  • a steel S1 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block. This preliminary product has been heated to a hot forming temperature of 1050 ° C and has been pressed at this temperature into a semi-finished product (long product).
  • the product thus obtained was solution-annealed at a solution annealing temperature of 1050 ° C. for 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 800 MPa and could be machined easily with this comparably low strength.
  • the processed product was aged for 4 hours at 500 ° C. to adjust its final strength. After this aging, the steel of the product had a strength of 1070 MPa. It turned out that the aging treatment led to minimal warpage of the product at best. An aging at a temperature of 550 ° C and a duration of 1 h resulted in a strength of 1200 MPa. A strength of 1300 MPa could be achieved at a temperature of 600 ° C and the same aging time of 1 h.
  • the density of the steel S1 used in Example 1 was 6.9 kg / dm 3 .
  • a steel S2 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block.
  • the preliminary product in question was formed at a hot forming temperature of 1050 ° C by pressing.
  • the product thus obtained was solution-annealed at a solution annealing temperature of 1050 ° C. for 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 920 MPa and could be easily machined with this comparably low strength.
  • the product was aged for 4 hours after mechanical processing at 500 ° C. After this aging, the steel of the product had a strength of 1175 MPa. It was also shown here that the aging treatment resulted in minimal warpage of the product.
  • the density of the steel S2 used in Example 2 was 6.9 kg / dm 3 .
  • a steel S3 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block.
  • the preliminary product in question was formed into a block at a hot forming temperature of 1000 ° C. by pressing.
  • the product thus obtained was solution-annealed at a solution annealing temperature of 1075 ° C. for 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 860 MPa and could be easily machined with this comparably low strength.
  • the product was aged for 1 hour at 550 ° C to adjust its final strength. After this aging, the steel of the product had a strength of 1540 MPa. It turned out that the aging treatment led to minimal warpage of the product at best.
  • the density of the steel S3 used in Example 3 was 6.7 kg / dm 3 .
  • a steel S4 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block. Chromium and molybdenum were added to the melt to avoid a harmful superstructure (D03) and to solidify the solid solution.
  • the preliminary product in question was formed at a hot forming temperature of 1075 ° C by pressing.
  • the product thus obtained was solution-annealed at a solution annealing temperature of 1050 ° C. for 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 805 MPa and could be machined easily with this comparably low strength.
  • the product was aged at 550 ° C for 1 hour. After this outsourcing, the steel of the product showed a strength of 1260 MPa. It turned out that the aging treatment led to minimal warpage of the product at best.
  • the density of the steel S4 used in Example 4 was 6.1 kg / dm 3 .

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Description

  • Die Erfindung betrifft einen Stahl mit einem in Folge seines hohen Al-Gehalts reduzierter Dichte und ein Verfahren zur Herstellung eines Flach- oder Langprodukts aus einem solchen Stahl.
  • Wenn im vorliegenden Text im Zusammenhang mit Legierungsvorschriften oder Zusammensetzungen von Werkstoffen Angaben in "%" gemacht werden, beziehen diese sich immer auf das Gewicht. Werden dagegen Angaben zu den Anteilen von bestimmten Gefügebestandteilen gemacht, beziehen diese sich immer auf das jeweils betrachtete Volumen.
  • Mit "Stahlflachprodukt" oder "Flachprodukt" sind im vorliegenden Text Walzprodukte bezeichnet, deren Dicke sehr viel geringer als ihre Länge und Breite ist. Insbesondere handelt es sich bei den betreffenden Stahlflachprodukten oder Flachprodukten um Bleche, Bänder oder aus diesen Blechen oder Bändern gewonnene Platinen.
  • Die Begriffe "Stahllangprodukte" oder "Langprodukte" bezeichnen dagegen durch Umformen eines Vorprodukts erhaltene Produkte, deren Länge deutlich größer als ihre Breite und Dicke ist, bei denen jedoch üblicherweise die Breite und Dicke in vergleichbaren Größenordnungen liegen. Typische Beispiele für Langprodukte sind Stangen, Stäbe, Profile und desgleichen.
  • Bei dynamisch hoch beanspruchten Bauteilen, wie z.B. Pleueln für Verbrennungsmotoren, ist neben der Festigkeit oder Steifigkeit des jeweiligen Bauteils seine bewegte Masse von besonderer Bedeutung.
  • Um für solche Anwendungen kostengünstige Leichtbaulösungen zu realisieren, sind Leichtbaustähle auf Eisenbasis mit hohen Al-Gehalten vorgeschlagen worden. Diese liegen weit über den Al-Gehalten, welche bei Stählen vorhanden sind, bei denen Al im Zuge der Stahlerzeugung lediglich zur Oxidation zugegeben wird. Einen Überblick über derartige Stähle geben G. Frommeyer, E. J. Drewes and B. Engl in "Physical and mechanical properties of iron-aluminium-(Mn, Si) lightweight steels", Revue de Metallurgie, 97, pp. 1245-1253, Oct. 2000, doi:10.1051/metal:2000110.
  • Neben Molybdän und Chrom gehört Aluminium zu den Elementen, die eine ferritstabilisierende Wirkung aufweisen und sogar die Austenit-Ferrit-Umwandlung gänzlich unterdrücken können.
  • Die bekannten dichtereduzierten Stahlwerkstoffe lassen sich grob in vier Gruppen klassieren:
    • Gruppe 1: Stähle mit Aluminiumgehalten von bis 25 Gew.-%, Kohlenstoffgehalten von bis 2,5 Gew.-% und Mangangehalten von bis zu 40 Gew.-%. Derart zusammengesetzte Stähle weisen ein umwandlungsfähiges Gefüge auf und werden zur Herstellung von durch Warmumformen erzeugten Bauteilen, wie Pleuel oder Wälzlager, eingesetzt (R. L. Bülte, Dissertation: Untersuchung von hochaluminiumhaltigen Kohlenstoffstählen auf ihre Eignung als Wälzlagerwerkstoff, Aachen, 2008). Das dieser Werkstoffgruppe zu Grunde liegende Prinzip ist bereits seit langem bekannt. Als ideale Gehaltsspannen werden dabei Al-Gehalte von 4,0 - 25,0 Gew.-%, kombiniert mit Gehalten an C von 0,20 - 2,0 Gew.-%, Mn von 8,0 - 40,0 Gew.-%, Si von bis zu 3,0 Gew.-%, N von bis 1,0 Gew.-% und Nb von bis zu 4,0 Gew.-% angesehen ( US 1,892,316 A , DE 12 62 613 B , DE 10 2006 030 699 A1 , DE 10 2005 027 258 A1 , DE 10 2010 012 718 A1 ).
    • Gruppe 2: Stähle mit Aluminiumgehalten von bis 12 Gew.-% sowie Mangangehalten von bis 50 Gew.-%, um auch hier eine Austenit / (Ferrit, Bainit, Martensit)-Umwandlung zu gewährleisten. Stähle dieser Art finden Anwendung als Blech im Karosserie-, Behälter- und Rohleitungsbau ( DE 102 31 125 A1 , DE 103 59 786 A1 , DE 196 34 524 A1 , EP 2 767 601 A1 ).
    • Gruppe 3: Ferritische Stähle mit Aluminiumgehalten von bis zu 23 Gew.-% und Chromgehalten von bis 35 Gew.-%, um über eine Deckschichtbildung korrosionshemmende Eigenschaften zu erzielen. Anwendungen finden diese Stähle im Bereich des Fahrzeugbaus, der Fassadenverkleidung, bei chemischen Apparaten, bei Verbrennungsmotoren und in Abgassystemen ( DE 10 2009 031 576 A1 , DE 100 35 489 A1 , DE 10 2010 006 800 A1 , DE 10 2007 047 159 A1 , DE 10 2007 056 144 A1 , DE 12 08 080 B , GB 2 186 886 B ).
    • Gruppe 4: Nichtrostende austenitische und Mehrphasenstähle mit bis zu 10 Gew.-% Aluminium, bis zu 30 Gew.-% Mangan und bis zu 18 Gew.-% Chrom. Mangan dient hier als Austenitstabilisator gegen die ferritstabilisierend wirkenden Elemente Al und Cr ( DE 10 2005 024 029 B3 , DE 10 2005 030 413 B3 , DE 199 00 199 A1 ).
  • Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der JP H11-350087 A ein Stahl bekannt, der gegen Korrosion beständig sein und sich kostengünstig herstellen lassen soll. Dazu besteht dieser Stahl (in Gew.-%) aus 0,01 - 3,0 % Si, 0,01 - 3,0 % Mn, 0,1 - 9,9 % Cr, 0,1 - 10 % Al und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, zu denen Gehalte von bis zu 0,02 % C, bis zu 0,03 % P, bis zu 0,01 % S und bis zu 0,02 % N gehören. Auch Ti kann in diesem Stahl enthalten sein, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern.
  • Aus der DE 25 56 076 A1 ist schließlich eine Stahllegierung mit verbesserter Beständigkeit insbesondere gegen Seewasserkorrosion bekannt, die neben Eisen 0,9 - 7 Gew.-% Al sowie mindestens einen weiteren Legierungsbestandteil aus der Gruppe "Co, Mo und Ti" in einer Menge von bis zu 5 Gew.-% Co, bis zu 5 Gew.-% Mo und bis zu 1,5 Gew.-% Ti und für niedrig legierte Stähle übliche Mengen an C, Mn, Si, P und S enthält.
  • Die der Gruppe 1 zugeordneten Legierungskonzepte führen zwangsläufig zur Bildung einer Eisen-Aluminium-Kohlenstoffphase, die in der Fachsprache auch als "Kappa-Karbid" bezeichnet wird. Kappa-Karbide sind nur beschränkt festigkeitssteigernd, verschlechtern aber aufgrund der bevorzugten Ausscheidung auf den Korngrenzen die Zähigkeitseigenschaften.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen dichtereduzierten Werkstoff auf Eisenbasis anzugeben, dessen mechanische Eigenschaften ihn für ein breites Anwendungsspektrum insbesondere im Bereich der Automobilindustrie geeignet machen.
  • Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich auf betriebssichere und wirtschaftliche Weise Flach- oder Langprodukte aus Stählen der hier in Rede stehenden Art erzeugen lassen.
  • In Bezug auf den Werkstoff hat die Erfindung diese Aufgabe durch den in Anspruch 1 angegebenen Stahl gelöst.
  • In Bezug auf das Verfahren hat die Erfindung die voranstehend genannte Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Verarbeitung von erfindungsgemäßen Stählen zu Flach- oder Langprodukten die in Anspruch 8 angegebenen Arbeitsschritte angewendet werden.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Bei der erfindungsgemäßen Legierung wird die erforderliche Festigkeit von mehr als 500 MPa neben den bekannten mischkristallverfestigenden Elementen Chrom, Molybdän, Silizium und Mangan über Ausscheidungsphasen gebildet. Diese Phasen werden überwiegend intrakristallin ausgeschieden. Festigkeitssteigernde intermetallische Phasen, wie die Lavesphase, bestehen im Wesentlichen aus Eisen, Titan und optional aus Molybdän, Ni(Mn,Al,Ti), Ni2MnAl, Ni3Ti und Cu. Aber auch feine Karbide, feine Nitride und feine Karbonitride liefern einen Beitrag zum Festigkeitsniveau.
  • Um die Absenkung der Dichte durch Legieren mit Aluminium ohne Kappa-Karbid-Ausscheidung zu realisieren, wurde beim erfindungsgemäßen Legierungskonzept auf ein Legieren mit Kohlenstoff weitgehend verzichtet und die Umwandlungsfreiheit akzeptiert.
  • Zum Vermeiden grober Karbide, Nitride oder Karbonitride sind beim erfindungsgemäßen Stahl die Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte stattdessen auf möglichst niedrige Werte so begrenzt, dass höchstens vereinzelte Karbide oder Karbonitride bei der Erstarrung entstehen.
  • Zu diesem Zweck beträgt der C-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls höchstens 0,2 Gew.-%. Besonders sicher lässt sich die Entstehung von unerwünschten Karbiden verhindern, wenn der C-Gehalt weniger als 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-% oder höchstens 0,01 Gew.-%, beträgt.
  • Ebenso ist zur Vermeidung der Entstehung von Nitriden der N-Gehalt auf höchstens 0,020 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,005 Gew.-%, beschränkt.
  • Der Al-Gehalt erfindungsgemäßer Stähle beträgt 10 - 25 Gew.-%.
  • Ohne entsprechende Gegenmaßnahmen würden ab einem Al-Gehalt von mehr als 12 Gew.-% Verschlechterungen der mechanisch technologischen Eigenschaften sowie ein schlechtes Umformverhalten auftreten und zwar hervorgerufen durch eine sich im Gefüge bildende Überstruktur D03 (Fe3Al) oder Vorstufe einer Nahordnung (System FeAl). Diesen Effekten kann durch die ausreichende Zugabe von Gehalten an Mangan, Silizium, Chrom, Molybdän, Vanadium, Wolfram, Nickel, Niob oder Titan gegengesteuert werden. Zu diesem Zweck sieht die Erfindung bei Al-Gehalte von mehr als 12 Gew.-% vor, dass die Gehalte an Cr, Mo, Mn, Si, V, W, Ni, Nb, Ti folgende Bedingung erfüllen:
    (%Cr + 2*%Mo + %Mn + %Si + %V + %W + %Ni + %Nb + %Ti) > 0,05*%Al
    mit %Cr: Cr-Gehalt des Stahls, %Mo: Mo-Gehalt des Stahls, %Mn: Mn-Gehalt des Stahls, %Si: Si-Gehalt des Stahls, %V: V-Gehalt des Stahls, %W: W-Gehalt des Stahls, %Ni: Ni-Gehalt des Stahls, %Nb: Nb-Gehalt des Stahls, %Ti: Ti-Gehalt des Stahls und %Al: Al-Gehalt des Stahls.
  • Als vorteilhaft erweist es sich dabei, dass im erfindungsgemäßen Stahl 0,1 - 3,5 Gew.-% Si, insbesondere bis zu 1,5 Gew.-% Si, vorhanden sind. Dabei ergibt sich eine besonders sichere Wirkung der Anwesenheit von Si, wenn der Si-Gehalt mindestens 0,20 Gew.-% beträgt.
  • Schwefel kann dem erfindungsgemäßen Stahl zur Verbesserung seiner Zerspanbarkeit in Gehalten von bis zu 0,40 Gew.-% zugegeben werden, wobei sich optimale Wirkungen bei Gehalten von bis zu 0,28 Gew.-% ergeben. Um den positiven Einfluss der Anwesenheit von S sicher zu nutzen, kann der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf mindestens 0,01 Gew.-% gesetzt werden.
  • Durch die gezielte Zugabe von bis zu 10 Gew.-% Ti kann die Festigkeit des Werkstoffes eingestellt werden. Dabei lässt sich diese Wirkung von Ti dadurch besonders sicher erzielen, dass mindestens 0,60 Gew.-% Ti im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. Optimale Wirkungen von Ti ergeben sich, wenn der Ti-Gehalt mindestens 0,90 Gew.-% oder höchstens 2,0 Gew.-% beträgt.
  • Chrom in Gehalten von bis zu 6,0 Gew.-% trägt zur Vermeidung der Überstruktur D03 und zur Mischkristallverfestigung bei. Um die günstigen Einflüsse von Cr im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu nutzen, kann der Cr-Gehalt auf mindestens 0,30 Gew.-% gesetzt werden. Optimale Wirkungen ergeben sich dabei dann, wenn mindestens 0,50 Gew.-% oder höchstens 3,5 Gew.-% Cr im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind.
  • Mo in Gehalten von bis zu 3,0 Gew.-% hilft bei der Vermeidung der Überstruktur D03, trägt zur Mischkristallverfestigung bei und fördert die Bildung von gewünschten Ausscheidungen. Um dies sicher zu erreichen, kann der Mo-Gehalt auf mindestens 0,1 Gew.-% gesetzt werden, wobei optimale Wirkungen der Anwesenheit von Mo im erfindungsgemäßen Stahl eintreten, wenn sein Mo-Gehalt mindestens 0,25 Gew.-% oder maximal 2,8 Gew.-% beträgt.
  • Ist V in Gehalten von bis zu 1,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, kann ebenfalls die Überstruktur D03 vermieden werden. Um dies sicher zu erreichen, kann der V-Gehalt auf mindestens 0,10 Gew.-% gesetzt werden, wobei optimale Wirkungen der Anwesenheit von V im erfindungsgemäßen Stahl eintreten, wenn sein V-Gehalt mindestens 0,20 oder maximal 0,50 Gew.-% beträgt.
  • Wolfram in Gehalten von bis zu 1,0 Gew.-% wirkt sich ebenso positiv auf die Vermeidung der Überstruktur D03 aus. Um die günstigen Einflüsse von W im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu nutzen, kann der W-Gehalt auf mindestens 0,20 Gew.-% festgelegt werden. Optimale Wirkungen ergeben sich dabei dann, wenn mindestens 0,40 Gew.-% oder höchstens 1,0 Gew.-% W im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. Soll W als Alternative zu Mo zugegeben werden, muss, um die gleiche Wirksamkeit zu erzielen, doppelt so viel Wolfram wie Molybdän zugesetzt werden.
  • Kupfer in Gehalten von bis zu 4 Gew.-% bewirkt im erfindungsgemäßen Stahl, dass über Kupferausscheidungen die Festigkeit gesteigert wird. Dieser Effekt kann dadurch sicher genutzt werden, dass der Cu-Gehalt mindestens 0,5 Gew.-% beträgt, wobei sich Gehalte von höchstens 3,50 Gew.-% als besonders positiv herausgestellt haben. Um die Warmumformbarkeit zu gewährleisten, sollte dem Werkstoff annähernd die gleiche Menge Nickel zulegiert werden.
  • Die Zugabe von bis zu 0,08 Gew.-% Bor kann im erfindungsgemäßen Stahl das Ausscheidungsverhalten der härtesteigernden Phasen auf den Korngrenzen unterdrücken. Dies kann sicher dadurch erreicht werden, dass mindestens 0,0005 Gew.-% B im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. B-Gehalte von mehr als 0,08 Gew.-% wirken sich dagegen negativ auf die Umformbarkeit des Stahls aus. Um dies sicher zu vermeiden, kann der B-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,0030 Gew.-% beschränkt werden.
  • Ist Nb in Gehalten von bis zu 1,5 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, trägt Nb ebenso zur Vermeidung der Überstruktur D03 bei und es bilden sich festigkeitssteigernde Ausscheidungsphasen. Um dies sicher zu erreichen, kann der Nb-Gehalt auf mindestens 0,05 Gew.-% gesetzt werden, wobei optimale Wirkungen der Anwesenheit von Nb im erfindungsgemäßen Stahl eintreten, wenn sein Nb-Gehalt mindestens 0,10 Gew.-% oder maximal 0,30 Gew.-% beträgt.
  • Die Gefügematrix des erfindungsgemäßen Stahls besteht weitgehend, d.h. zu mindestens 85 Vol.-% aus Ferrit, wobei höhere Ferritgehalte von mindestens 90 Vol.-% besonders günstig sein können.
  • Ein Austenit-Anteil von bis zu 10 Vol.-% im Gefüge kann sich allerdings ebenfalls positiv auf die Zähigkeit des Stahls auswirken. Daher kann es zweckmäßig sein, die Legierung des erfindungsgemäßen Stahls so einzustellen, dass mindestens 2 Vol.-% Austenit im Gefüge des Stahls vorhanden sind. Ist der Austenitanteil größer als 10 Vol.-%, wirkt sich dies negativ für das Ausscheidungsverhalten der intermetallischen Phasen aus.
  • Bei den restlichen, nicht von Ferrit oder Austenit eingenommenen Gefügebestandteilen handelt es sich um Gehalte an intermetallischen Phasen sowie Anteile von Karbid, Nitrid, Bainit oder Perlit. Die Anteile dieser restlichen Bestandteile am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls sind jedoch so gering, dass sie allenfalls unwesentliche Auswirkungen auf seine Eigenschaften haben.
  • 10 Vol.-% überschreitende, unerwünschte Austenitanteile können durch eine geeignete Einstellung der Mn- und Ni-Gehalte des erfindungsgemäßen Stahls verhindert werden.
  • Zu diesem Zweck sind der Mn-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 3,5 Gew.-% und der Ni-Gehalt auf höchstens 4,0 Gew.-% beschränkt. Optimiert nutzen lässt sich der positive Einfluss von Mn und Ni auf die Beschaffenheit des erfindungsgemäßen Stahls, wenn die Summe der Gehalte an Mn und Ni höchstens 5 Gew.-% beträgt. Besonders vorteilhaft erweist es sich dabei, wenn der Mn-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-% oder der Ni-Gehalt auf höchstens das 1,5 fache des optional vorhandenen Kupfergehaltes eingestellt wird. Die positiven Einflüsse der Anwesenheit von Mn oder Ni, wie die durch die gezielte Zugabe von Ni oder Mn ermöglichte Aufrechterhaltung optimierter mechanischer Eigenschaften, im erfindungsgemäßen Stahl lassen sich dadurch besonders nutzen, dass der Mn-Gehalt des Stahls mindestens 0,20 Gew.-% beträgt.
  • Negative Auswirkungen des erfindungsgemäß gezielt zugelassenen S-Gehalts können dadurch vermieden werden, dass das Verhältnis %Mn/%S des Mangan-Gehalts %Mn zum Schwefelgehalt %S auf mehr als 2,0 eingestellt wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflach-oder -langprodukts umfasst mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
    1. a) Bereitstellen eines aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche ausgebildeten Stahls bestehenden Vorprodukts, wie einer Bramme, einer Dünnbramme, einem Knüppel oder einem gegossenen Band,
    2. b) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 700 - 1280 °C betragende Warmumformtemperatur,
    3. c) Warmumformen des auf die Warmumformtemperatur erwärmten Vorprodukts zu dem Stahlflach- oder -langprodukt.
  • Durch die Warmumformung im Temperaturbereich von 700 - 1280 °C werden eine vollständige Lösung eventuell vorhandener Ausscheidungen, angemessene Umformkräfte, eine ausreichende Rekristallisationskinetik und ein minimales Kornwachstum erreicht. Optimalerweise beträgt die Warmumformtemperatur dabei 850 bis 1050 °C. Bei einer Umformung im Temperaturbereich zwischen 850 °C und 1050 °C wird ein besonders feinkörniges Gefüge, Korngrößer nach ASTM E 112 = 4 und feiner, erzielt.
  • Nach der Warmformgebung kann das erfindungsgemäß erhaltene Flach- oder Langprodukt unterschiedliche Wärmebehandlungen durchlaufen, um seine mechanischen Eigenschaften einzustellen.
  • Ein hinsichtlich der Energieausnutzung vorteilhafter Weg einer solchen Wärmebehandlung kann darin bestehen, dass das nach dem Warmumformen erhaltene Stahlflach- oder-langprodukt im Anschluss an die Warmformgebung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 3,0 K/min, insbesondere 1,5 K/min langsam abgekühlt wird, wobei aus verfahrensökonomischer Sicht die Abkühlgeschwindigkeit nicht weniger als 1,0 K/min betragen sollte. Auf diese Weise wird auf direktem Wege die Endfestigkeit des Stahls durch Ausscheidung der Ausscheidungsphasen, wie z.B Laves-, Heussler-, Kupfer, Ni3Ti- und/oder Ni3Al-Phasen, erzielt. Besonders vorteilhaft ist dieses Vorgehen, wenn der Ti-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls mehr als 0,60 Gew.-% beträgt. Die Zugfestigkeit des so erhaltenen Flach- oder Langprodukts liegt typischerweise im Bereich von 700 - 1150 MPa.
  • Es kann vorteilhaft sein, das aus dem erfindungsgemäßen Stahl warmgeformte Flach- oder Langprodukt zunächst einem Lösungsglühen bei mehr als 700 °C, insbesondere 700 - 1250 °C oder 700 - 1000 °C, zu unterziehen und es anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 25 K/min abzukühlen, um die Bildung von Ausscheidungen zu unterdrücken. Nach der jeweiligen Abkühlung liegt ein Zwischenprodukt vor, das mit einer Zugfestigkeit von weniger als 900 MPa vergleichbar weich und gut mechanisch bearbeitbar ist.
  • Nach der jeweiligen Abkühlung kann das erhaltene Produkt bei Temperaturen von 150 - 700 °C über eine Dauer von 15 Minuten bis 30 Stunden ausgelagert werden, um den Ausscheidungszustand seines Gefüges positiv zu beeinflussen. Bei Ti-haltigen Varianten des erfindungsgemäßen Stahls kommt es hier zu einer Ausscheidung der Ti-haltigen Ausscheidungsphasen, die insbesondere eine Festigkeitssteigerung bewirken.
  • Nachfolgend wird die Erfindung von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
    • Beispiel 1 (nicht erfindungsgemäß)
  • Es wurde ein Stahl S1 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen. Dieses Vorprodukt ist auf eine Warmumformtemperatur von 1050 °C erwärmt und bei dieser Temperatur durch Pressen zu einem Halbzeug (Langprodukt) umgeformt worden.
  • Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1050 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
  • Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 800 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise spanabhebend bearbeitet werden.
  • Nach der mechanischen Bearbeitung wurde das bearbeitete Produkt zur Einstellung seiner Endfestigkeit bei 500 °C über 4 Stunden ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1070 MPa auf. Es zeigte sich, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte. Eine Auslagerung bei einer Temperatur von 550 °C und einer Dauer von 1 h ergab eine Festigkeit von 1200 MPa. Bei einer Temperatur von 600 °C und der gleichen Auslagerungsdauer von 1 h konnte eine Festigkeit von 1300 MPa erzielt werden.
  • Die Dichte des beim Beispiel 1 eingesetzten Stahls S1 betrug 6,9 kg/dm3.
  • Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedenen Phasen. Die ausgeschiedenen Phasen sind extrem fein und üblicherweise im Lichtmikroskop nicht erkennbar.
    • Beispiel 2 (nicht erfindungsgemäß)
  • Es wurde ein Stahl S2 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen. Das betreffende Vorprodukt ist bei einer Warmumformtemperatur von 1050 °C durch pressen umgeformt worden.
  • Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1050 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
  • Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 920 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise mechanisch bearbeitet werden.
  • Zur Einstellung seiner Endfestigkeit wurde das Produkt nach der mechanischen Bearbeitung bei 500 °C über 4 Stunden ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1175 MPa auf. Es zeigte sich auch hier, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte.
  • Die Dichte des beim Beispiel 2 eingesetzten Stahls S2 betrug 6,9 kg/dm3.
  • Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedenen Phasen.
    • Beispiel 3
  • Es wurde ein Stahl S3 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen.
  • Das betreffende Vorprodukt ist bei einer Warmumformtemperatur von 1000 °C durch Pressen zu einem Block umgeformt worden.
  • Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1075 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
  • Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 860 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise mechanisch bearbeitet werden.
  • Nach der mechanischen Bearbeitung wurde das Produkt zur Einstellung seiner Endfestigkeit bei 550 °C über 1 Stunde ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1540 MPa auf. Es zeigte sich, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte.
  • Die Dichte des beim Beispiel 3 eingesetzten Stahls S3 betrug 6,7 kg/dm3.
  • Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedenen Phasen.
    • Beispiel 4
  • Es wurde ein Stahl S4 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen. Chrom und Molybdän wurden der Schmelze zur Vermeidung einer schädlichen Überstruktur (D03) und zur Mischkristallverfestigung zulegiert.
  • Das betreffende Vorprodukt ist bei einer Warmumformtemperatur von 1075 °C durch Pressen umgeformt worden.
  • Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1050 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
  • Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 805 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise mechanisch bearbeitet werden.
  • Zur Einstellung seiner Endfestigkeit wurde das Produkt bei 550 °C über 1 Stunde ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1260 MPa auf. Es zeigte sich, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte.
  • Die Dichte des beim Beispiel 4 eingesetzten Stahls S4 betrug 6,1 kg/dm3.
  • Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedener Phase. Tabelle 1
    Stahl Al Ti C Si Mn N Cr Mo
    S1 8 1,25 0,04 0,59 0,56 0,001
    S2 8 1,25 0,01 1,43 1,50 0,002
    S3 10 2,15 0,01 0,51 0,49 0,002
    S4 18 1,31 0,01 0,5 0,47 0,002 2 0,24
    Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen

Claims (13)

  1. Stahl mit einer Dichte von weniger als 7,25 kg/dm3 und bestehend aus, in Gew.-%, C: bis zu 0,20 % Si: 0,1 - 3,50 % Mn: 0,1 - 3,50 % N: bis zu 0,020 % S: bis zu 0,40 % P: bis 0,009 % Al: 10,0 - 25,0% Ti: 0,55 - 10,0% Cr: bis zu 6,0 % Mo: bis zu 3,0 % Ni: bis 4,0 % V: bis 1,0 % W: bis 1,0 % Cu: bis 4 % B: bis 0,08 % Nb: bis 1,5 %
    Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Gefüge des Stahls mehr als 85 Vol.-% Ferrit sowie bis zu 10 Vol.-% Austenit und als Rest Gehalte an intermetallischen Phasen sowie Anteile von Karbid, Nitrid, Bainit oder Perlit aufweist.
  2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt weniger als 0,02 Gew.-% beträgt.
  3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für das Verhältnis %Mn/%S seines Mn-Gehalts %Mn und seines S-Gehalts %S gilt %Mn/%S > 2,0.
  4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe seiner Gehalte an Ni und Mn höchstens 5 Gew.-% beträgt.
  5. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt maximal 0,005 Gew.-% beträgt.
  6. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt mehr als 12 Gew.-% beträgt und die Gehalte an Cr, Mo, Mn, Si, V, W, Ni, Nb, Ti folgende Bedingung erfüllen:
    (%Cr + 2*%Mo + %Mn + %Si + %V + %W + %Ni + %Nb + %Ti) > 0,05*%Al mit %Cr: Cr-Gehalt des Stahls, %Mo: Mo-Gehalt des Stahls, %Mn: Mn-Gehalt des Stahls, %Si: Si-Gehalt des Stahls, %V: V-Gehalt des Stahls, %W: W-Gehalt des Stahls, %Ni: Ni-Gehalt des Stahls, %Nb: Nb-Gehalt des Stahls, %Ti: Ti-Gehalt des Stahls, %Al: Al-Gehalt des Stahls.
  7. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein B-Gehalt mindestens 0,0005 Gew.-% beträgt.
  8. Verfahren zur Herstellung eines Stahlflach- oder -langprodukts umfassend die Arbeitsschritte
    a) Bereitstellen eines aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche ausgebildeten Stahls bestehenden Vorprodukts, wie einer Bramme, einer Dünnbramme, einem Knüppel oder einem gegossenen Band,
    b) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 700 - 1280 °C betragende Warmumformtemperatur,
    c) Warmumformen des auf die Warmumformtemperatur erwärmten Vorprodukts zu dem Stahlflach- oder -langprodukt,
    d) optionales Wärmebehandeln des erhaltenen Stahlflachoder -langprodukts zur Einstellung seiner mechanischen Eigenschaften.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformtemperatur höchstens 1000 °C beträgt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt des Stahls mindestens 0,60 Gew.-% beträgt und dass das erhaltene Stahlflachoder -langprodukt im Anschluss an das Warmumformen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von höchstens 3 K/min langsam abgekühlt wird.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt des Stahls mindestens 0,60 Gew.-% beträgt und dass das nach dem Warmumformen erhaltene Stahlflach- oder -langprodukt direkt aus der Umformwärme oder nach einem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 700 - 1250 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 25,0 K/min schnell abgekühlt wird.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflach- oder-langprodukt in einem weiteren Wärmebehandlungsschritt bei Temperaturen von 150 - 700 °C über eine Dauer von 15 min bis 30 Stunden ausgelagert wird.
  13. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflach- oder -langprodukt nach dem schnellen Abkühlen mechanisch bearbeitet wird.
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