EP3347500A1 - Stahl, aus einem solchen stahl warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Stahl, aus einem solchen stahl warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung

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EP3347500A1
EP3347500A1 EP15763888.3A EP15763888A EP3347500A1 EP 3347500 A1 EP3347500 A1 EP 3347500A1 EP 15763888 A EP15763888 A EP 15763888A EP 3347500 A1 EP3347500 A1 EP 3347500A1
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EP
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steel
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temperature
flat steel
hot
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Ulrich BLÖTNER
Volker Brandenburg
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the invention relates to a for the production of a graphite-free
  • hot rolled flat steel product suitable steel a hot rolled flat steel product with a graphite-free structure and a method for producing such a hot rolled flat steel product.
  • a particular stress profile results, for example, in agricultural or forestry knives in harvesting use of the fact that the knives, although in principle for example for cutting comparatively soft clippings, such as grass serve, during the cutting process but also on relatively hard parts, such as stones, roots and the like , can meet. If the material of the knife is hard and brittle, there is a risk of knife breakage.
  • straw chopper knives are between about 3 mm and 5 mm thick in practice. They can be both completely tempered as well as only locally edge zone tempered executed. Other knives are at least 1, 3 mm thick, other wear parts, such as. the components used in harrows reach thicknesses of up to 20 mm.
  • the high abrasive wear to which the components made of steels of the type in question are exposed results mainly from the shock and friction loads occurring in use.
  • the steel material has to be separated by different separation processes of the respective starting material forming each hot rolled flat steel product and in one
  • shaping process can be brought into the required form and also be honorable. It should also be suitable for further surface protective or hardness enhancing processes.
  • Impurities (in% by weight) Steel 1: 0.2 - 0.4% C, 0.3 - 0.8% Si, 1, 0 - 2.5% Mn, max. 0.02% P, max. 0.02% S, max. 0.05% AI, max. 2% Cu, 0.1 - 0.5% Cr, max. 2% Ni, 0.1 - 1% Mo, 0.001 - 0.01% B, 0.01 - 1% W, max. 0.05% N, steel 2: 0.35-0.55% C, 0.1-2.5% Si, 0.3-2.5% Mn, max. 0.05% P, max. 0.01% S, max. 0.08% AI, max. 0.5% Cu, 0.1-2.0% Cr, max. 3.0% Ni, max. 1, 0% Mo, max.
  • the invention has this object by a steel alloyed according to claim 1, a hot rolled according to claim 2
  • Carbon is present in the steel according to the invention in contents of 0.4 to 0.7 wt .-% and acts in these levels hardness and strength increasing.
  • the minimum content of 0.4% is required for a sufficient basic hardness.
  • the C content can be limited to 0.6 wt .-%, with optimum rollability of the steel can be ensured if the C content 0.55 wt. % does not exceed.
  • the positive effect of the presence of carbon in the steel according to the invention can be used with particular certainty if the minimum content of carbon is 0.47% by weight.
  • Silicon acts in the steel according to the invention to greatly increase the hardenability and is therefore present in amounts of 0.15-0.5% by weight in the steel according to the invention. At higher levels, it can cause the formation of bad
  • Sulfur acts as a steel accompanying element in the steel according to the invention unfavorable in several respects.
  • the S content should therefore be kept as low as possible. Proportions of not more than 0.0050% by weight of S prove to be favorable, the negative effects of the presence of S in the steel according to the invention being particularly reliably excluded by a limitation to a maximum of 0.0005% by weight.
  • Desulfurization additionally performed a calcium treatment.
  • CaSi is added, as a result of which Ca contents of 0.0005-0.004% by weight of Ca are present in the steel according to the invention.
  • the increase in Si content associated with CaSi addition must be taken into account in the Si content design.
  • the Ca content is limited to 0.0015 wt% in order to avoid the formation of inclusions, which could have a negative effect on the toughness, with particular certainty.
  • the P content of a steel according to the invention may be limited to at most 0.025% by weight. However, in order to be able to use the favorable influence of P, it may be expedient to provide a minimum content of P of 0.001% by weight in the steel according to the invention.
  • Chromium acts both in hardening and strengthening the steel of the invention and is a carbide former. With increasing Cr content, however, the hydrogen permeability is reduced. Below 0.3% by weight of Cr, however, the increase in hardenability and strength would be too low, whereas with Cr contents of more than 1.0% by weight, the hydrogen permeability would be reduced too much. Cr also prevents the early onset of graphite after longer anneals. Due to graphite accumulation, resulting from the hardening process
  • An inventive steel is therefore designed using this positive effect of Cr so that any formation of graphite in the structure is avoided.
  • a Cr content of up to 1 wt .-% is
  • chromium of at least 0.3% by weight prevents unwanted graphitization in steels with simultaneous contents of Ni, Si, Mn, S and Al.
  • the Cr content is to be set as an additional condition for its minimum value so that it corresponds to at least one fifth of the sum of the contents of Ni, Si, Mn, S and Al, which therefore applies:
  • Molybdenum may optionally be added to a steel according to the invention to improve its through-hardenability. If steel flat products with thicknesses of up to 15 mm are produced from steel according to the invention, contents of at least 0.006% by weight are sufficient for this purpose. For larger thicknesses, however, no more than 0.02% by weight should be alloyed, since otherwise there is again the risk of graphite formation in the microstructure.
  • nickel acts both to increase the hardenability and, in particular at low temperatures, to improve the toughness.
  • Minimum content of 0.04 wt .-% is required for this purpose. However, because at too high Ni contents, the graphite formation would be favored, an upper limit of the Ni content of 2 wt .-% is observed. It is particularly safe to use the positive effect of Ni while avoiding negative effects if the Ni content is limited to a maximum of 0.35% by weight.
  • the alloy should be adjusted so that binding of the boron with nitrogen to BN is prevented. So boron full its hardenability-increasing effect it must be dissolved in the steel, so it must not be bound with nitrogen.
  • the steel contains 0.005-0.1% by weight of titanium.
  • Ti forms nitrides, carbonitrides and carbosulfides and thus binds the unfavorable components with respect to the properties of the steel nitrogen and sulfur and at the same time contributes to increase the strength and hardness of the steel according to the invention.
  • the presence of Ti makes it possible to control the austenite grain growth.
  • the Ti content should be at least 0.005 wt .-% and at most 0.1 wt .-%, with Ti contents of up to 0.04 wt .-% proved to be particularly effective in relation to the effect of Ti used in the invention to have.
  • a minimum content of 0.01% by weight may be provided.
  • the respective Ti content "% Ti” can also be set according to the following condition (in% by weight):
  • niobium is provided only as an accompanying element attributable to the unavoidable impurities at levels in which it has no effect. Therefore, the Nb content is limited to at most 0.004 wt%.
  • Vanadium like titanium, is a carbonitride, nitride and carbide-forming agent
  • Nitrogen contributes, especially in the unbound state, to the fatigue strength of the steel according to the invention.
  • a minimum content of 0.0015% by weight is provided in the steel according to the invention.
  • too high a non-set nitrogen content would lead to premature aging and thus to a less favorable processing behavior of the steel according to the invention. Therefore, the N content of the steel is limited to at most 0.010 wt%. Negative effects of the presence of nitrogen can be reliably avoided by lowering the nitrogen content to a maximum of 0.0070% by weight, in particular a maximum of 0.0040% by weight.
  • nitrogen present in the steel according to the invention are sufficient to ensure, in the simultaneous presence of V, the formation of an amount of nitrides, carbides and mixed forms of these precipitates sufficient for the improvement of wear resistance.
  • a further positive effect of nitrogen in the steel according to the invention is that N stabilizes existing iron carbides and therefore hinders graphite formation in the microstructure. Also for this effect, a minimum content of 5 ppm N is to be kept in the steel according to the invention.
  • the hydrogen content in the hot strip shall be limited to not more than 1 ppm in order to prevent hydrogen fractures.
  • Non-metallic inclusions can become sites for hydrogen accumulation, thus reducing hydrogen permeability.
  • the oxygen content of the steel according to the invention is limited to a maximum of 0.0050% by weight, in particular a maximum of 0.0030% by weight.
  • the Al content of the steel according to the invention is limited to a maximum of 0.05% by weight.
  • Copper is also present in the steel according to the invention only as an accompanying element, which has no positive effect on the desired properties of the steel.
  • excessively high Cu contents should be avoided since, in combination with sulfur and iron, Cu forms low-melting compounds which can cause surface defects and edge cracks during hot rolling. Therefore, the Cu content of the steel of the present invention is limited to at most 0.1 wt%.
  • the danger of formation, in particular of edge cracks, can be ruled out particularly reliably if the Cu content of the steel according to the invention is limited to a maximum of 0.012% by weight.
  • the inventive alloy concept based on the inventive combination of Mn, Ti, B and V contents in combination with a higher C content and the additional addition of nickel proves to be successful in the production of hot-rolled steel flat products, in particular
  • Hot-rolled coil thus not only optimized mechanical properties were achieved, which led to a significantly increased fatigue strength, but also minimizes the susceptibility to corrosion.
  • the invention makes it possible to produce much more economically owing to the more resource-conserving, precisely dimensioned alloy of nickel and chromium.
  • An inventive flat steel product is characterized in that it consists of a steel according to the invention and in the uncured state has an at least 80% by volume perlitic, graphite-free structure.
  • the absence of graphite makes the steel particularly suitable for hardening and minimizes the risk of hydrogen build-up in the structure of the steel, which favors the formation of cracks and reduces the fatigue strength of the steel.
  • the flat steel product produced and assembled in accordance with the invention has mechanical properties and wear resistance which, in combination with optimized elongation properties, make it particularly suitable for use with impact loads such as occur anywhere where ground or rock movements or vegetation work with appropriate equipment be made. Examples include agriculture or forestry, but also mining, construction, there in particular civil engineering, and the like. That's how it turns out
  • Steel flat products according to the invention measured transversely to the rolling direction, have a yield strength ReH of 450-650 MPa and a tensile strength Rm of 750-950 MPa and have a uniform elongation Ag of 5-15% and an elongation A80 of 15-30%.
  • flat steel products according to the invention or components produced therefrom have a structure which consists of at least 99% by volume of martensite and the balance of retained austenite.
  • Corrosion susceptibility of a steel flat product made of steel according to the invention or of a component produced therefrom is responsible for a certain combination of precipitates and martensite structure as well as the avoidance of relevant holes in the microstructure.
  • the method according to the invention for producing a flat steel product according to the invention comprises at least the following working steps:
  • the precursor may be a slab, a thin slab or a cast strip
  • this heating can also be in a hold on the respective preheating, when the precursor passes in sufficiently warm state in this step;
  • Hot rolling end temperature is 780 - 880 ° C
  • the method of producing a steel according to the invention is designed to reliably produce flat steel products which are both hot-rolled uncured, i. After cooling in the coil, and after the completed during their treatment steps are free of graphite.
  • the steelmaking process includes a denitrification of the melt to values below 100 ppm N and a secondary metallurgical Ca treatment to achieve minimum S contents.
  • the casting of the molten steel composite according to the invention can be carried out in the strand for the production of slabs or as near-net-shape strip casting with subsequent hot rolling.
  • the respective precursor is hot rolled to a hot strip with a thickness of typically at least 1, 2 mm and a maximum of 20 mm, wherein in the processing of cast strip a minimum thickness of 4 mm should be maintained to avoid adverse effects of systemic occurring coarser inclusions.
  • the preheating temperature i. the temperature to which the slabs are heated before the rolling process, should not be less than 1150 ° C in order to achieve as complete as possible dissolution of the precipitates of the micro-alloying elements formed in the previous casting process.
  • the preheating temperature should not be higher than 1300 ° C in order to avoid the formation of coarse austenite at the beginning of the rolling process.
  • phase transformation takes place in the system Fe-C after a stable or else after the so-called metastable system. Final products are then the carbon compound Fe3C or the pure carbon in the form of graphite. In this process of phase transformation affect the
  • a particularly slow cooling ie with regard to the stable state diagram, must be particularly beneficial for graphite formation.
  • the invention takes this into account in the design of the temperature profile during hot strip production. Long residence times at higher temperatures can be directly or indirectly influenced by other mechanisms
  • Scaling of the strip contributes to slow down the cooling of the hot strip in the coil due to the adjacent turns due to lower heat energy dissipation.
  • the attenuation of the emission by the scale layer and, on the other hand, the low thermal conductivity through the air layer have an effect.
  • particularly thick scale layers break up easily and too
  • the temperature control at higher temperatures is also in the stage of pre-rolling for the later graphite formation formative.
  • steels with relatively high C contents as provided according to the invention, increase Hot rolling temperatures of less than 780 ° C, the rolling forces required for forming clearly. To avoid this, the
  • Hot rolling end temperature when hot rolling according to the invention at least 780 ° C. Above 880 ° C, however, a too coarse and thus arises
  • Hot rolling end temperature according to the invention be at most 880 ° C.
  • the hot strip obtained is placed on a
  • Coil temperature cooled which is 550 - 580 ° C. This cooling can in a conventional manner by means of a suitable medium with a
  • Cooling rate of typically 2 - 50 ° C / s are performed.
  • the coiler temperature is at least 550 ° C, to prevent significant amounts of bainite or martensite from forming in the hot strip instead of the desired perlite.
  • a reel temperature of more than 680 ° C however, a further Austenitkorn growth would be possible, which could adversely affect the toughness of the hot strip and could trigger cracks or fractures during later unwinding in the cooled state.
  • the lower limit of the coiler temperature can be raised to 600 ° C. If optimized toughness properties are to be reliably ensured, the maximum reel temperature can be limited to 650 C C.
  • the temperature-controlled in the above-described manner and to a solid coil, in which the turns of the hot strip are close to each other, wound hot strip is cooled in the coil to a target temperature which is at most 100 ° C in the coil core.
  • Cooling rate of this cooling is in the coil core 4.5 - 14.5 W
  • the target temperature in the core region of the coil should be achieved within 40-120 hours, cooling times of 40-60 hours having proven particularly favorable here.
  • the cooling in the area of the free edges and surfaces of the coil can be done faster. Quenching with cooling media of any kind should be avoided.
  • the coil weight in the case of cooling in air should in practice be at most 38 t. Otherwise there is a risk that graphite will form as a result of too slow a cooling down in the structure.
  • the carbides in the hood furnace can be used individually or in a stack with annealing times of 10 to 100 hours in the temperature range of 660-740 ° C., in particular at temperatures of more than one as 660 ° C to less than 740 ° C, by a suitable method, such as laser cutting or punching, blanks or blanks are divided, from which
  • each of the components to be hot or cold formed in a conventional manner is a conventional manner.
  • a hot rolled flat steel product according to the invention can be cold rolled in a conventional manner, without resulting in the formation of graphite, so that cold worked flat steel products or components can be hardened easily from the flat steel product according to the invention and in the cured state optimum wear resistance and also for the here provided Use have optimal mechanical properties.
  • the hot rolled flat steel product according to the invention can be cold rolled in a conventional manner, without resulting in the formation of graphite, so that cold worked flat steel products or components can be hardened easily from the flat steel product according to the invention and in the cured state optimum wear resistance and also for the here provided Use have optimal mechanical properties.
  • steel flat products according to the invention or the components formed therefrom are subjected to a hardening process in which i) they reach an austenitizing temperature of 830-950 ° C.
  • the austenitizing temperature in step i) should not fall below 830 ° C and the holding time in step j) 3 min to achieve a sufficiently coarse Austenitkorn. This way, due to the
  • Transformation inertia of large austenites avoids the conversion of austenite into softer phase fractions such as ferrite or bainite and promotes the transformation into martensite, so that after hardening in each case
  • Flat steel product or component is present at least 99% of martensite existing structure.
  • the austenitizing temperature should not exceed 950 ° C and the holding time 60 minutes in order to avoid irreversible structural damage due to overheating.
  • the flat steel product or the molded component thereof are quenched in a conventional manner, for example by means of water or oil cooling with a cooling rate of 40 - 250 ° C / s.
  • the cooling rate is at least 40 ° C / s to ensure complete conversion of austenite to martensite.
  • the cooling rate is simultaneously limited to 250 ° C / s to
  • the flat steel product or the component produced therefrom are held for a period of 0.2-2 hours at a tempering temperature of 150-350 ° C., in particular 150-300 ° C., in order to improve the toughness. Subsequently, the respective flat steel product or the component formed therefrom can be cooled in air to room temperature.
  • compositions were melted and shed to slabs.
  • Slabs made of the steels S1, S2, S3, S5 and S6 have been heated to a preheating temperature T1 and then hot rolled starting from a hot rolling start temperature T2 and a hot rolling end temperature T3 to hot strips W1-W8 having a thickness of 2 to 6 mm in a conventional manner.
  • the hot strips were cooled to a coiling temperature T4 at a cooling rate CR1 and wound at this coiler temperature T4 into each coil where the turns were close together.
  • the hot strips W1 - W8 have been cooled over a cooling time t1 in the coil to a target temperature of 100 ° C, wherein the cooling in the core region of the coil was carried out with a cooling rate CR2. After cooling in the coil, the cooling to room temperature in air.
  • Perlite P the ferrite F, the sum of the bainite and martensite B + M, the graphite G and the residual austenite RA have been determined.
  • the hot-rolled samples W1 - W5, W7, W8 additionally each undergo a hardening process, in which they are first subjected to a hardening process
  • Austenitizing temperature T6 is heated, held there over a austenitizing t2 and after the austenitizing t2 with a
  • Cooling rate CR3 have been quenched.
  • Tempering treatment completed in which they have been heated to a tempering temperature T7 and held there for a tempering time t3. After the tempering time t3 has ended, the samples W1-W5, W7, W8 were cooled to room temperature in air.
  • the martensite fraction M For the microstructures of the samples H1 - H5, H7, H8 thus hardened and tempered, the martensite fraction M, the graphite content G and the residual austenite content RA have been determined.
  • the impact strength test according to DIN EN ISO 148-1, January 2011 edition, at 25 ° C on an ISO-V standard specimen, the notched impact strength KBZ and according to DIN ISO 17081, June 2014 edition, the hydrogen diffusion coefficient k has been determined.
  • the hot strip sample W5 already contains the unhardened structure
  • the existing hot-rolled sample W5 which is not according to the invention has the alloy selected in such a way that graphite is formed in the microstructure and accordingly there is the danger of the formation of holes in the steel.
  • Hot strip sample W4 has higher ferrite levels after hot rolling than sample W1. As a result, the cured sample H4 produced from this hot strip sample W4 does not meet the requirement of the present invention
  • the reason for the comparatively high ferrite content is the low Ni content.
  • the hardened steel S1 sample H1 not only has a higher toughness, but also has a particularly favorable fatigue strength, which is a measure of the life of components made from this steel, which is used for example in agricultural equipment become.
  • the hardened samples H7 and H3 not according to the invention achieve fatigue strengths Pü of only a maximum of 183 MPa determined according to DIN 50100, whereas the sample H1 according to the invention with 245 MPa has a significantly better fatigue strength Pü in combination with optimum toughness.
  • the sample H8 not according to the invention has a high hardness, but no good notched impact strength.
  • sample H7 according to the invention achieved only Pü values of less than 190 MPa.
  • the non-inventive, consisting of the non-inventive steel S4 sample H6 was intended for case hardening and therefore has not undergo the curing process according to the invention.
  • the hydrogen diffusion coefficient determined for this sample H6 for comparison was
  • H4 W4 S2 860 30 42 230 1 100 0 0 407 n.a. n / A. n / A.
  • H7 W7 S5 860 30 42 230 1 100 0 0 545 183 4 n.a.

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Abstract

Die Erfindung stellt einen Stahl, ein daraus hergestelltes Stahlflachprodukt und ein Verfahren zur Herstellung derartiger Stahlflachprodukte bereit, die es erlauben, Produkte zu fertigen, die eine für die Anwendung im Bereich der Landwirtschaft, der Forstwirtschaft oder vergleichbaren Anwendungen optimierte Kombination aus Zähigkeit und Dauerfestigkeit besitzen. Der erfindungsgemäße Stahl besteht aus (in Gew.-%) C: 0,4 - 0,7 %, Si: 0,15 - 0,5 %, Mn: 0,8 - 2,0 %, Cr: 0,3 - 1,0 %, wobei der Cr-Gehalt %Cr jeweils folgende Bedingung erfüllt:, %Cr ≥ (%Ni + %Si + %Mn + %S + %AI)/5, mit %Ni: Ni-Gehalt, %Si: Si-Gehalt, %Mn: Mn-Gehalt, %S: S-Gehalt und %AI: AI-Gehalt des Stahls, N: 0,0015 - 0,0100 %, Ni: 0,04 - 2 %, Ti: 0,005 - 0,1 %, V: 0,0080 - 0,1 %, B: 0,0005 - 0,0040 %, Ca: 0,0005 - 0,004 %, P: ≤ 0,03 %, S: ≤ 0,005 %, AI: < 0,05 %, Cu: < 0,1 %, Nb: < 0,004 %, H: < 0,0001 %, O: < 0,005 %, sowie optional Mo: 0,006 - 0,02 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Zur Herstellung eines Stahlflachprodukts wird erfindungsgemäß eine derart legierte Stahlschmelze zu einem Vorprodukt vergossen, das auf eine Vorwärmtemperatur von 1150 - 1300 °C erwärmt und bei einer Anfangstemperatur von 900 - 1150 °C und einer Endtemperatur von 780 - 880 °C warmgewalzt wird. Das erhaltene Warmband wird mit 2 - 50 °C/s auf 550 - 680 °C abgekühlt und dann zu einem festen Coil gehaspelt, das mit 4,5 - 14,5 °C/h im Coilkern auf ≤ 100 °C und dann an ruhender Luft auf Raumtemperatur gekühlt wird.

Description

Stahl, aus einem solchen Stahl warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft einen für die Herstellung eines grafitfreien
warmgewalzen Stahlflachprodukts geeigneten Stahl, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einem grafitfreien Gefüge und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen warmgewalzten Stahlflachprodukts.
Stähle dieser Art und daraus bestehende warmgewalzte Stahlflachprodukte werden zur Herstellung von gehärteten Maschinenbauteilen benötigt, die beispielweise in der Land-, Forst- und Holzwirtschaft eingesetzt werden und von denen ihrem Einsatzzweck entsprechend ausgezeichnete
Dauerfestigkeiten, eine optimierte Härtbarkeit und eine hohe Beständigkeit gegen Risskorrosion verlangt werden.
Wenn hier von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, sind damit Walzprodukte, wie gewalzte Bänder und Bleche sowie daraus gewonnene Zuschnitte und Platinen gemeint, deren Breite und Länge jeweils wesentlich größer ist als ihre Dicke.
Wenn im vorliegenden Text im Zusammenhang mit Legierungsangaben Angaben in "%" oder "ppm" gemacht werden, so beziehen sich diese Angaben stets auf das Gewicht, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
In der Land-, Forst- und Holzwirtschaft gewinnt die Standzeit der
eingesetzten Verschleißteile in Folge von immer weiter steigenden Leistungs- und Verfügbarkeitsanforderungen zunehmend an Bedeutung.
Ausfallzeiten durch Wechsel- und Instandhaltung sollen so kurz wie möglich sein, um eine maximale Verfügbarkeit der in der Regel kostspieligen
Maschinen zu gewährleisten.
Ein besonderes Beanspruchungsprofil ergibt sich beispielsweise bei land- oder forstwirtschaftlichen Messern im Ernteeinsatz daraus, dass die Messer zwar grundsätzlich beispielsweise zum Schneiden von vergleichsweise weichem Schnittgut, wie Gras, dienen, beim Schnittvorgang jedoch auch auf relativ harte Teile, wie beispielsweise Steine, Wurzeln und desgleichen, treffen können. Wenn das Material des Messers hart und spröde ist, besteht die Gefahr eines Messerbruchs.
Dieselben Probleme ergeben sich bei Messern, die in Schneidwerken zum Schneiden, Zerkleinern oder Zerhäckseln von Gras, Stroh, Getreide, Ästen und anderen Pflanzen und Pflanzenteilen eingesetzt werden. Zu nennen sind hier insbesondere Schneidmesser für Kreiselmäher, Rotormesser,
Futtermischwagenmesser, Strohhäckslermesser oder Unterflurhäckslermesser sowie die Teile von Pflug oder Egge, die bei Feldarbeit in den Boden
eindringen, um das Erdreich zu zerkleinern oder umzuwälzen.
Häckslermesser für Stroh sind beispielsweise in der Praxis zwischen etwa 3 mm und 5 mm dick. Sie können sowohl komplett vergütet als auch nur örtlich randzonenvergütet ausgeführt sein. Andere Messer sind mindestens 1 ,3 mm dick, andere Verschleißteile, wie z.B. die bei Eggen zum Einsatz kommenden Bauteile, erreichen Dicken von bis zu 20 mm.
Der hohe abrasive Verschleiß, dem die aus Stählen der hier in Rede stehenden Art gefertigten Bauelemente ausgesetzt sind, resultiert hauptsächlich aus den im Einsatz auftretenden Stoß- und Reibbelastungen. Durch harte Gegenstände, die mit den verschleißfesten Stahlteilen in Kontakt geraten, werden
kontinuierlich Oberflächensegmente abgetragen. Das voranstehend erläuterte Belastungskollektiv verlangt nach einer hohen Härte des Stahls, aus dem die betreffenden Bauteile hergestellt sind. Allerdings muss oftmals auch eine ausreichende Zähigkeit eingestellt sein, um den im Betrieb auftretenden dynamischen Belastungen standhalten zu können. Hinzu kommen hohe Anforderungen an die Standzeit, die durch
Dauerfestigkeitsuntersuchungen überprüft werden kann.
Weil während des Einsatzes korrosive Angriffe des Werkstoffes erfolgen können - wie Kontakt mit sauren oder basischen Medien (Böden oder
Schneidgütern) -, spielt auch eine Empfindlichkeit für durch Wasserstoff induziertes Versagen eine maßgebliche Rolle. Die Neigung zu Wasserstoff induzierter Rissbildung kann anhand des für den Stahl zu ermittelnden
Diffusionskoeffizienten beurteilt werden.
Schließlich muss ein Werkstoff der hier in Rede stehenden Art für eine komplexe Formgebung geeignet sein. So muss der Stahlwerkstoff durch unterschiedliche Trennverfahren vom das jeweilige Ausgangsprodukt bildenden jeweiligen warmgewalzten Stahlflachprodukt abgeteilt und in einem
formgebenden Verfahren in die jeweils geforderte Form gebracht werden können und zudem vergütbar sein. Ebenso sollte er für weitere die Oberfläche schützende oder die Härte weiter steigernde Verfahren geeignet sein.
Im Stand der Technik sind unterschiedlichste Vorschläge für Stähle und Stahlflachprodukte gemacht worden, die diese Anforderungen erfüllen sollen.
In der DE 10 2010 050 499 B3 (WO 2012/062281 A1) ist beispielsweise die Verwendung eines warmumgeformten und pressgehärteten, verschleißfesten Stahlbauteils mit einer Härte zwischen 500 und 700 HB in Baumaschinen, Agrarmaschinen und Bergbaumaschinen vorgestellt worden. Dabei werden für die Herstellung solcher Stahlbauteile vier Stahllegierungen vorgeschlagen, die neben ihrem jeweiligen Hauptbestandteil Eisen unvermeidbare
Verunreinigungen (in Gew.-%) Stahl 1 : 0,2 - 0,4 % C, 0,3 - 0,8 % Si, 1 ,0 - 2,5 % Mn, max. 0,02 % P, max. 0,02 % S, max. 0,05 % AI, max. 2 % Cu, 0,1 - 0,5 % Cr, max. 2 % Ni, 0,1 - 1 % Mo, 0,001 - 0,01 % B, 0,01 - 1 % W, max. 0,05 % N, Stahl 2: 0,35 - 0,55 % C, 0,1 - 2,5 % Si, 0,3 - 2,5 % Mn, max. 0,05 % P, max. 0,01 % S, max. 0,08 % AI, max. 0,5 % Cu, 0,1 - 2,0 % Cr, max. 3,0 % Ni, max. 1 ,0 % Mo, max. 2,0 % Co, 0,001 - 0,005 % B, 0,01 - 0,08 % Nb, max. 0,4 % V, max. 0,02 % N, max. 0,2 % Ti, Stahl 3: 0,40 - 0,44 % C, 0,1 - 0,5 % Si, 0,5 - 1 ,2 % Mn, max. 0,02 % P, max. 0,005 % S, max. 0,05 % AI, max. 0,2 % Cu, 0,3 - 0,8 % Cr, 1 ,0 - 2,5 % Ni, 0,2 - 0,6 % Mo, 0,5 - 2,0 % Co, 0,0015 - 0,005 % B, 0,02 - 0,05 % Nb, max. 0,4 % V, max. 0,015 % N, 0,01 - 0,05 % Ti und Stahl 4: 0,42 - 0,45 % C, 0,30 - 0,40 % Si, 0,80 - 0,90 % Mn, max. 0,012 % P, max. 0,001 % S, 0,020 - 0,050 % AI, max. 0,10 % Cu, 0,50 - 0,60 % Cr, 2,00 - 2,20 % Ni, 0,45 - 0,59 % Mo, 0,90 - 1 ,10 % Co, 0,002 - 0,004 % B, max. 0,008 % N, 0,015 - 0,025 % Ti, max. 0,030 % Sn enthalten. Die Auswahl der vier Stähle ist dabei speziell darauf abgestellt, dass die Stahlbauteile mit Biegewinkeln von mehr als 5 Grad hergestellt werden. Hierdurch soll es insbesondere möglich sein, komplexe Geometrien von verschleißfesten Stahlbauteilen einzusetzen.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik hat sich die Aufgabe
ergeben, einen Stahl, ein Stahlflachprodukt sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitzustellen, die es erlauben, Produkte zu fertigen, die eine für die Anwendung im Bereich der Landwirtschaft, der Forstwirtschaft oder vergleichbaren Anwendungen optimierte Kombination aus Zähigkeit und
Dauerfestigkeit besitzen.
Die Erfindung hat diese Aufgabe durch einen gemäß Anspruch 1 legierten Stahl, ein gemäß Anspruch 2 beschaffenes warmgewalztes
Stahlflachprodukt und das gemäß Anspruch 8 ausgebildete Verfahren gelöst.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen
Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine
Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert. erfindungsgemäßer Stahl besteht demnach aus (in Gew.-%)
0,4 - 0,7 %,
0,15 - 0,5 %
0,8 - 2,0 %
0,3 - 1 ,0 %, wobei der Cr-Gehalt %Cr jeweils folgend' Bedingung erfüllt:
%Cr > (%Ni + %Si + %Mn + %S + %AI)/5
mit %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%S: jeweiliger S-Gehalt des Stahls
%AI: jeweiliger AI-Gehalt des Stahls
N: 0,0015 - 0,100 %
Ni: 0,04 2 %
Ti: 0,005 0,1 %
V: 0,0080 0,1 %
B: 0,0005 0,0040 %
Ca: 0,0005 0,004 %
P: < 0,03 %
S: < 0,005 %
AI: < 0,05 %
Cu: < 0,1 %
Nb: < 0,004 %
H: < 0,0001 %
O: < 0,005 %
sowie optional Mo: 0,006 - 0,02 %,
und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Kohlenstoff ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,4 - 0,7 Gew.-% vorhanden und wirkt in diesen Gehalten härte- und festigkeitssteigernd. Der Mindestgehalt von 0,4 % ist für eine ausreichende Grundhärte erforderlich. Um Beeinträchtigungen der Umformbarkeit durch einen zu hohen C-Gehalt zu vermeiden, kann der C-Gehalt auf 0,6 Gew.-% beschränkt werden, wobei eine optimale Walzbarkeit des Stahls gewährleistet werden kann, wenn der C-Gehalt 0,55 Gew.-% nicht überschreitet. Die positive Wirkung der Anwesenheit von Kohlenstoff im erfindungsgemäßen Stahl kann dann besonders sicher genutzt werden, wenn der Minimalgehalt an Kohlenstoff 0,47 Gew.-% beträgt.
Silizium wirkt im erfindungsgemäßen Stahl stark härtbarkeitssteigernd und ist deshalb in Gehalten von 0,15 - 0,5 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden. Bei höheren Gehalten kann es zur Bildung von schlecht
entfernbarem Zunder auf dem Warmband kommen. Mit zunehmendem Si - Gehalt wird zudem die Wasserstoffdurchlässigkeit vermindert. Sofern es zur Entstehung von Grafit kommt, so fördert Silizium insbesondere das
Grafitteilchenwachstum. Es zeigt eine geringe Löslichkeit im Zementit und destabilisiert diesen. Auch aus diesem Grund ist ein zu hoher Si-Gehalt oberhalb 0,5 % zu vermeiden. Ein Mindestgehalt von 0,15 Gew.-% sollte jedoch dem Stahl zugegeben werden, um die positive Wirkung von Si im
erfindungsgemäßen Stahl betriebssicher nutzen zu können. Indem der Si- Gehalt auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt wird, kann eine besonders einfache Entfernung von auf dem Warmband haftenden Zunder durch ein zu diesem Zweck übliches und in konventioneller Weise ausgeführtes Beizen bewerkstelligt werden.
Schwefel wirkt als Stahlbegleitelement im erfindungsgemäßen Stahl in mehrfacher Hinsicht ungünstig. Der S-Gehalt ist daher so gering wie möglich zu halten. Als günstig erweisen sich Gehalte von maximal 0,0050 Gew.-% S, wobei durch eine Begrenzung auf maximal 0,0005 Gew.-% die negativen Einflüsse der Anwesenheit von S im erfindungsgemäßen Stahl besonders sicher ausgeschlossen werden. Durch die Begrenzung des S-Gehalts auf die erfindungsgemäß vorgegebenen Grenzen kann auch eine in Folge der höheren S-Gehalte entstehenden Einschlüsse eintretende Verminderung der
Kerbschlagzähigkeit vermieden und eine Schädigung durch in den Stahl eindringenden Wasserstoff vermieden werden. Des Weiteren erfolgt die
Minimierung des Schwefelgehalts auch, um die Abbindung des
erfindungsgemäß vorgesehenen Titan-Gehalts zu Titancarbosulfid zu
vermeiden.
Um die angestrebt niedrigen S-Gehalte zu erreichen, wird bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahls neben einer üblichen
Entschwefelungsbehandlung zusätzlich eine Calziumbehandlung durchgeführt. Dabei wird CaSi zugesetzt, wodurch Ca-Gehalte von 0,0005 - 0,004 Gew.-% an Ca im erfindungsgemäßen Stahl vorliegen. Auch muss der mit der CaSi-Zugabe einhergehende Anstieg des Si-Gehalts bei der Bemessung des Si-Gehalts berücksichtigt werden. Optimalerweise wird der Ca-Gehalt auf 0,0015 Gew.-% beschränkt, um die Bildung von Einschlüssen, die sich negativ auf die Zähigkeit auswirken könnten, besonders sicher zu vermeiden.
Geringe Zusätze von Phosphor von bis zu 0,030 Gew.-% können sich zwar günstig auf die Korrosions- und Festigkeitseigenschaften auswirken, bei höheren P-Gehalten besteht jedoch die Gefahr einer Versprödung. Um dies sicher zu vermeiden, kann der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,025 Gew.-% beschränkt sein. Um jedoch den günstigen Einfluss von P nutzen zu können, kann es zweckmäßig sein, einen Minimalgehalt an P von 0,001 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorzusehen.
Chrom wirkt im erfindungsgemäßen Stahl sowohl härtbarkeits- als auch festigkeitssteigernd und ist ein Karbidbildner. Mit zunehmendem Cr- Gehalt wird jedoch die Wasserstoffdurchlässigkeit vermindert. Unterhalb von 0,3 Gew.-% Cr wäre jedoch die Steigerung der Härtbarkeit und Festigkeit zu gering, wogegen bei Cr-Gehalten von mehr als 1 ,0 Gew.-% die Wasserstoffdurchlässigkeit zu stark verringert würde. Cr verhindert auch das frühzeitige Auftreten von Grafit nach längeren Glühungen. Durch Grafitansammlung bedingte, beim Härteprozess entstehende
Gefügelöcher müssen vermieden werden, um Wasserstoffansammlungen, die letztlich zum Werkstoffversagen führen würden, zu vermeiden. So setzen derartige Löcher als Fangstellen für Wasserstoff die Durchlässigkeit (Diffusion) für Wasserstoff herab. Zudem wirken sich die im Gefüge nach
Grafitansammlungen zurückbleibenden Löcher negativ auf die Dauerfestigkeit aus. Chrom unterdrückt demgegenüber die Keimbildung und das Wachstum der Grafitteilchen.
Ein erfindungsgemäßer Stahl ist unter Nutzung dieser positiven Wirkung von Cr daher so ausgelegt, dass jede Entstehung von Grafit im Gefüge vermieden wird. Um dies zu erreichen, ist ein Cr-Gehalt von bis zu 1 Gew.-% im
erfindungsgemäßen Stahl möglich. Jedoch zeigt sich, dass unter
Berücksichtigung der positiven Einflüsse der anderen erfindungsgemäß vorgesehenen Legierungselemente Cr-Gehalte von bis zu 0,7 Gew.-%
regelmäßig für diesen Zweck ausreichen. Durch eine Chrom-Zugabe von mindestens 0,3 Gew.-% kann eine unerwünschte Grafitbildung in Stählen mit gleichzeitigen Gehalten an Ni, Si, Mn, S und AI verhindert werden. Dabei ist der Cr-Gehalt als zusätzliche Bedingung für seinen Mindestwert so einzustellen, dass er mindestens einem Fünftel der Summe der Gehalte an Ni, Si, Mn, S und AI entspricht, das also gilt:
%Cr > (%Ni + %Si + %Mn + %S + %AI)/5 mit %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%S: jeweiliger S-Gehalt des Stahls
%AI: jeweiliger AI-Gehalt des Stahls
Diese Bedingung soll erfüllt werden, weil andernfalls der Grafit nicht sicher vermieden wird und bei den üblichen Austenitisierungstemperaturen des Härteprozesses viel langsamer in Lösung geht als der Zementit und somit viel weniger Kohlenstoff zur Erhöhung der Martensithärte zur Verfügung stände.
Molybdän kann einem erfindungsgemäßen Stahl optional zugegeben werden, um seine Durchvergütbarkeit zu verbessern. Werden aus erfindungsgemäßem Stahl Stahlflachprodukte mit Dicken von bis zu 15 mm erzeugt, so sind zu diesem Zweck Gehalte von mindestens 0,006 Gew.-% ausreichend. Bei größeren Dicken sollte jedoch ebenfalls nicht mehr als 0,02 Gew.-% zulegiert werden, da andernfalls wieder die Gefahr der Grafitbildung im Gefüge besteht.
Nickel wirkt im erfindungsgemäßen Stahl sowohl härtbarkeitssteigernd als auch, insbesondere bei tiefen Temperaturen, zähigkeitsverbessernd. Ein
Mindestgehalt von 0,04 Gew.-% ist hierzu erforderlich. Weil aber bei zu hohen Ni-Gehalten die Grafitentstehung begünstigt würde, ist eine Obergrenze des Ni- Gehalts von 2 Gew.-% einzuhalten. Besonders sicher lässt sich die positive Wirkung von Ni bei gleichzeitiger Vermeidung negativer Auswirkungen dann nutzen, wenn der Ni-Gehalt auf maximal 0,35 Gew.-% begrenzt wird.
Die Anwesenheit von Mangan kann insbesondere in Kombination mit der Anwesenheit von Nickel zu einer Ausweitung des Phasenraums des Austenits zu tiefen Temperaturen hin führen. Dieser unerwünschte Effekt wird durch die Begrenzung des Mn-Gehalts auf maximal 2 Gew.-%, insbesondere maximal 1 ,8 Gew.-%, vermieden. Ein Mindestgehalt von 0,8 Gew.-%, insbesondere 1 ,0 Gew.-% Mn sollte jedoch eingehalten werden, um eine sichere
Schwefelabbindung in Form von Mangansulfiden zu gewährleisten und somit niedrigschmelzende Eutektika mit Eisen zu vermeiden.
Bor beeinflusst bereits in Gehalten von 0,0005 - 0,004 Gew.-% die
Umwandlung des Stahls. Um diese Wirkung nutzen zu können, sollte die Legierung so eingestellt werden, dass eine Abbindung des Bors mit Stickstoff zu BN verhindert wird. Damit Bor seine härtbarkeitssteigernde Wirkung voll entfalten kann, muss es gelöst im Stahl vorliegen, darf also nicht mit Stickstoff abgebunden sein.
Um den im erfindungsgemäßen Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, enthält der Stahl 0,005 - 0,1 Gew.-% Titan. Ti bildet Nitride, Karbonitride und Karbosulfide und bindet so die im Hinblick auf die Eigenschaften des Stahls ungünstigen Bestandteile Stickstoff und Schwefel und trägt gleichzeitig zur Steigerung der Festigkeit und Härte des erfindungsgemäßen Stahls bei. Zudem wird durch die Anwesenheit von Ti eine Kontrolle des Austenitkornwachstums möglich. Der Ti-Gehalt sollte minimal 0,005 Gew.-% und maximal 0,1 Gew.-% betragen, wobei sich Ti-Gehalte von bis zu 0,04 Gew.-% als besonders effektiv in Bezug auf die erfindungsgemäß genutzte Wirkung von Ti erwiesen haben. Um die günstigen Einflüsse von Ti besonders sicher nutzen zu können, kann ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% vorgesehen sein. Damit stets eine für die Abbindung des im Stahl vorhandenen S-Gehalts "%S" und N-Gehalts "%N" ausreichende Menge an Ti im Stahl vorhanden ist, kann der jeweilige Ti-Gehalt "%Ti" auch nach folgender Bedingung eingestellt werden (in Gew.-%):
%S*1 ,5 + %N*3,5 + 0,005 % < %Ti < %S*1 ,5 + %N*3,5 + 0,010 %
Niob ist in der erfindungsgemäßen Legierung nur als den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnendes Begleitelement in Gehalten vorgesehen, in denen es keine Wirkung entfaltet. Deshalb ist der Nb-Gehalt auf höchstens 0,004 Gew.-% beschränkt.
Vanadium ist wie Titan ein Karbonitride, Nitride und Karbide bildendes
Mikrolegierungselement, das festigkeits- und härtesteigernd wirkt und so zur Verschleißbeständigkeit des Stahls beiträgt. Um diese Effekte zu nutzen, beträgt der Minimalgehalt an Vanadium im erfindungsgemäßen Stahl
0,0080 Gew.-%. Bei Gehalten von mehr als 0,1 Gew.-% tritt dagegen keine weitere Steigerung des positiven Einflusses von V ein. Besonders effektiv lässt sich Vanadium in Gehalten von bis zu 0,05 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl einsetzen.
Stickstoff trägt vor allem im ungebundenen Zustand zur Dauerfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei. Hierzu ist ein Mindestgehalt von 0,0015 Gew.- % im erfindungsgemäßen Stahl vorgesehen. Jedoch würde ein zu hoher nicht abgebundener Stickstoffgehalt zur vorzeitigen Alterung und damit zu einem ungünstigeren Verarbeitungsverhalten des erfindungsgemäßen Stahls führen. Daher ist der N-Gehalt des Stahls auf höchstens 0,010 Gew.-% beschränkt. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von Stickstoff können dadurch sicher vermieden werden, dass der Stickstoffgehalt auf maximal 0,0070 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0040 Gew.-%, abgesenkt wird. Diese Mengen an im erfindungsgemäßen Stahl vorhandenem Stickstoff sind ausreichend, um bei gleichzeitiger Anwesenheit von V die Bildung einer für die Verbesserung der Verschleißbeständigkeit ausreichenden Menge an Nitriden, Karbiden und Mischformen dieser Ausscheidungen zu gewährleisten. Eine weitere positive Wirkung von Stickstoff besteht im erfindungsgemäßen Stahl darin, dass N bestehende Eisenkarbide stabilisiert und daher die Grafitbildung im Gefüge behindert. Auch für diesen Effekt ist ein Mindestgehalt von 5 ppm N im erfindungsgemäßen Stahl vorzuhalten.
Der Wasserstoffgehalt im Warmband ist auf Werte von höchstens 1 ppm zu begrenzen, um wasserstoffbedingten Brüchen vorzubeugen. Nichtmetallische Einschlüsse können Orte für eine Wasserstoffansammlung werden und so die Wasserstoffdurchlässigkeit verringern. Damit einhergehend ergibt sich die Gefahr der Entstehung von wasserstoffinduzierten Rissen. Um dies zu verhindern, ist der Sauerstoffgehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf maximal 0,0050 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0030 Gew.-%, begrenzt.
Die Anwesenheit größerer Mengen von Aluminium würde das Auftreten von Grafit bei der Erstarrung des erfindungsgemäßen Stahls begünstigen. Größere Grafitansammlungen lösen sich beim Härten jedoch kaum auf und können, wie erwähnt, sogar Löcher im Gefüge hinterlassen, an denen sich wiederum
Wasserstoff ansammeln könnte. Um diese negativen Auswirkungen zu verhindern, ist der AI-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf maximal 0,05 Gew.-% begrenzt.
Kupfer ist im erfindungsgemäßen Stahl ebenfalls nur als Begleitelement vorhanden, dem keine positive Wirkung auf die angestrebten Eigenschaften des Stahls zukommt. Zu hohe Cu-Gehalte sollten vielmehr vermieden werden, da Cu in Verbindung mit Schwefel und Eisen niedrigschmelzende Verbindungen bildet, die beim Warmwalzen Oberflächenfehler und Kantenrisse auslösen können. Deshalb ist der Cu-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,1 Gew.-% beschränkt. Besonders sicher kann die Gefahr der Entstehung insbesondere von Kantenrissen ausgeschlossen werden, wenn der Cu-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,012 Gew.-% begrenzt wird.
Gegenüber bisher eingesetzten niedriglegierten Cr-Stählen erweist sich das erfindungsgemäße Legierungskonzept auf Basis der erfindungsgemäßen Kombination von Mn-, Ti-, B- und V-Gehalten in Verbindung mit einem höheren C-Gehalt sowie die zusätzliche Zugabe von Nickel als erfolgreich bei der Herstellung von warmgewalzten Stahlflachprodukten, insbesondere
Warmbreitband. So wurden nicht nur optimierte mechanische Eigenschaften erzielt, die zu einer deutlich gesteigerten Dauerfestigkeit führten, sondern auch die Korrosionsanfälligkeit minimiert. Gegenüber den auf hochlegierten nichtrostenden Stählen beruhenden Stahlkonzepten ist mit der Erfindung aufgrund der resourceschonenderen, exakt bemessenen Legierung von Nickel und Chrom eine wesentlich kostengünstigere Erzeugung möglich.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich dadurch aus, dass es aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht und dabei im ungehärteten Zustand ein zu mindestens 80 Vol.-% perlitisches, grafitfreies Gefüge besitzt. Die Grafitfreiheit macht den Stahl insbesondere zum Härten geeignet und minimiert die Gefahr der Einlagerung von Wasserstoff im Gefüge des Stahls, wodurch die Entstehung von Rissen begünstigt und die Dauerfestigkeit des Stahls herabgesetzt würde.
Das erfindungsgemäß erzeugte und zusammengesetzte Stahlflachprodukt weist mechanische Eigenschaften und eine Verschleißbeständigkeit auf, die es in Kombination mit optimierten Dehnungseigenschaften besonders geeignet macht für den Einsatz mit schlagenden Belastungen, wie sie überall dort auftreten, wo mit entsprechenden Geräten Erd- oder Gesteinsbewegungen oder eine Bearbeitung von Vegetation vorgenommen werden. Beispiele hierfür sind die Land- oder Forstwirtschaft, aber auch der Bergbau, die Bauwirtschaft, dort insbesondere der Tiefbau, und desgleichen. So lassen sich aus
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten beispielsweise hoch
verschleißbeständige und dauerhaltbare Bauelemente von Pflügen, Eggen sowie Messer oder Schneidglieder und desgleichen herstellen, die in
landwirtschaftlichen Geräten und Maschinen bei der Bodenbearbeitung oder im Ernteeinsatz benötigt werden.
Im warmgewalzten, gebrauchsfertigen ungehärteten Zustand weisen
erfindungsgemäße Stahlflachprodukte quer zur Walzrichtung gemessen eine Streckgrenze ReH von 450 - 650 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von 750 - 950 MPa auf und besitzen eine Gleichmaßdehnung Ag von 5 - 15 % sowie eine Dehnung A80 von 15 - 30 %.
Dabei besteht das grafitfreie Gefüge von erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten im ungehärteten Zustand neben den mindestens zu
80 Vol.-% Perlit aus in Summe höchstens 10 Vol.-% Bainit oder Martensit und als Rest aus Ferrit. Die Anteile von Bainit und Martensit am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls sind dabei so gering wie möglich zu halten. Auf diese Weise wird eine temperaturmäßig eng begrenzte Phasenumwandlung bei der späteren Härtung und somit ein homogenes Härtungsgefüge erreicht so dass möglichst hohe Perlitgehalte von vorzugsweise mindestens 90 Vol.-% erreicht werden. Dies wiederum bewirkt einen homogenen Ausgangszustand, welcher zu einem entsprechend homogenen Härtungs- und Vergütungsgefüge führt.
Nach dem Härten weisen erfindungsgemäße Stahlflachprodukte oder daraus erzeugte Bauteile ein Gefüge auf, das zu mindestens 99 Vol.-% aus Martensit und als Rest aus Restaustenit besteht.
Derart beschaffene erfindungsgemäße Stahlflachprodukte erreichen im gehärteten Zustand eine Härte von 540 - 600 HV1.
Dabei beträgt die im Kerbschlagbiegeversuch gemäß DIN EN ISO 148-1 , Ausgabe Januar 2011 , bei 25 °C an einer ISO-V-Normprobe ermittelte
Kerbschlagzähigkeit von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten oder daraus hergestellten und anschließend gehärteten Bauteilen im gehärteten Zustand gemessen quer zur Walzrichtung bei Raumtemperatur mindestens 8 J/cm2.
Die besondere Verschleißbeständigkeit von erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten oder aus ihnen hergestellten Bauteilen drückt sich darin aus, dass ihre nach DIN 50100 ermittelte Dauerfestigkeit Pü50 nach dem Härten 220 - 400 MPa beträgt.
Kennzeichnend für die geringe Neigung von erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten zur Aufnahme von Wasserstoff ist, dass der gemäß DIN ISO 17081 , Ausgabe Juni 2014, bestimmte Wasserstoffdiffusionskoeffizient typischerweise 1 ,5*10"7 cm /s bis 9*10"7 cm2/s, insbesondere 4,2*10"7 cm2/s bis 5,2*10"7 cm2/s beträgt. Für die im gehärteten Zustand gegebene
Korrosionsanfälligkeit eines aus erfindungsgemäßem Stahl bestehenden Stahlflachprodukts oder eines daraus hergestellten Bauteils sind eine bestimmte Kombination aus Ausscheidungen und Martensitstruktur sowie die Vermeidung von maßgeblichen Löchern im Gefüge verantwortlich.
Bei extrem abrasiver Belastung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten oder daraus erzeugten Bauteilen besteht im praktischen Einsatz die Gefahr, W dass sich das Stahlflachprodukt bzw. das betreffende Bauteil so stark erhitzt, dass eine Austenitisierung erfolgt. Im Anschluss erfolgt die Abkühlung mit einer so großen Geschwindigkeit, dass besonders harter Martensit entsteht. Hier hat es sich im Hinblick auf eine gute Standzeit der erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukte oder Stahlbauteile als besonders vorteilhaft erwiesen, wenn der Wasserstoffdiffusionskoeffizient des Stahls 4,2*10"7 bis 5,2*10"7 cm2/s beträgt.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte:
a) Herstellen einer erfindungsgemäß legierten Stahlschmelze;
b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, wobei es sich bei dem Vorprodukt um eine Bramme, eine Dünnbramme oder ein gegossenes Band handelt kann;
c) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 1150 - 1300 °C betragende
Vorwärmtemperatur, wobei diese Erwärmung auch in einem Halten auf der jeweiligen Vorwärmtemperatur bestehen kann, wenn das Vorprodukt in ausreichend warmen Zustand in diesen Arbeitsschritt gelangt;
d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die
Warmwalzanfangstemperatur 900 - 1150 °C und die
Warmwalzendtemperatur 780 - 880 °C beträgt;
e) Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine 550 - 680 °C
betragende Haspeltemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 50 °C/s;
f) Haspeln des Warmbands bei der Haspeltemperatur zu einem fest gewickelten Coil;
g) Abkühlen des Coils mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit, die im Coilkern 4,5 - 14,5 °C/h beträgt auf eine höchstens 100 °C betragende Grenztemperatur; und h) von der Grenztemperatur ausgehendes Abkühlen des Coils auf
Raumtemperatur an ruhender Luft.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Erzeugung eines Stahles ist so ausgelegt, dass es zuverlässig Stahlflachprodukte liefert, die sowohl im warmgewalzten ungehärteten Zustand, d.h. nach der Abkühlung im Coil, als auch nach den bei ihrer Weiterverarbeitung absolvierten Behandlungsschritten frei von Grafit sind.
Die Stahlherstellung umfasst dazu eine Entstickung der Schmelze auf Werte unterhalb 100 ppm N und eine sekundärmetallurgische Ca-Behandlung zur Erzielung minimaler S-Gehalte.
Das Vergießen der erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlschmelze kann im Strang zur Herstellung von Brammen oder als endabmessungsnahes Bandgießen mit nachfolgendem Warmwalzen erfolgen.
Das jeweilige Vorprodukt wird zu einem Warmband mit einer Dicke von typischerweise mindestens 1 ,2 mm und maximal 20 mm warmgewalzt, wobei bei der Verarbeitung von gegossenem Band eine Mindestdicke von 4 mm eingehalten werden sollte, um ungünstige Auswirkungen von systembedingt auftretenden gröberen Einschlüssen zu vermeiden.
Die Vorwärmtemperatur, d.h. die Temperatur, auf die die Brammen vor dem Walzvorgang erhitzt werden, soll 1150 °C nicht unterschreiten, um eine möglichst vollständige Auflösung der im vorhergehenden Gießprozess gebildeten Ausscheidungen der Mikrolegierungselemente zu erreichen.
Gleichzeitig soll die Vorwärmtemperatur nicht höher als 1300 °C sein, um die Entstehung von zu grobem Austenitkorn zu Beginn des Walzvorganges zu vermeiden. 201
Grundsätzlich erfolgt die Phasenumwandlung im System Fe-C nach einem stabilen oder aber nach dem sogenannten metastabilen System. Endprodukte sind dann die Kohlenstoffverbindung Fe3C oder der reine Kohlenstoff in Form von Grafit. Auf diesen Vorgang der Phasenumwandlung wirken sich die
Legierungselemente in der oben erläuterten Weise unterschiedlich aus.
Eine besonders langsame, also hinsichtlich des stabilen Zustandsdiagramms verlaufende Abkühlung muss für die Grafitentstehung besonders förderlich sein. Die Erfindung berücksichtigt dies bei der Auslegung des Temperaturverlaufs bei der Warmbanderzeugung. Lange Verweilzeiten bei höheren Temperaturen können sich direkt oder indirekt über weitere Mechanismen auf die
Grafitentstehung auswirken, indem einerseits beispielsweise die C-Diffusion bei höheren Temperaturen begünstigt ist und andererseits die stärkere
Verzunderung des Bandes dazu beiträgt, dass die Abkühlung des Warmbands im Coil aufgrund der aneinander liegenden Windungen infolge geringerer Wärmeenergieabstrahlung verlangsamt wird. Dabei wirken sich einerseits die Abschwächung der Emission durch die Zunderschicht und andererseits die geringe Wärmeleitfähigkeit durch die Luftschicht aus. Hinzukommt, dass besonders dicke Zunderschichten leicht aufbrechen und zu
Oberflächendefekten führen können. Demzufolge ist die Temperatursteuerung bei höheren Temperaturen auch in der Stufe des Vorwalzens für die spätere Grafitentstehung prägend.
Um einerseits keine zu dicke, gegen Aufreißungen anfällige Zunderschicht zu erhalten, andererseits aber die entstandene Schicht ausreichend gleichmäßig dünn und festhaftend zu erhalten, ist vor diesem Hintergrund beim
erfindungsgemäßen Verfahren eine Warmwalzanfangstemperatur von 900 - 1150 °C in Kombination mit einer Warmwalzendtemperatur von 780 - 880 °C vorgesehen.
Im Gegensatz zu Stählen mit kleineren C-Gehalten steigen bei Stählen mit relativ hohen C-Gehalten, wie sie erfindungsgemäß vorgesehen sind, bei Warmwalzendtemperaturen von weniger als 780 °C die zur Umformung nötigen Walzkräfte deutlich an. Um dies zu vermeiden, beträgt die
Warmwalzendtemperatur beim erfindungsgemäßen Warmwalzen mindestens 780 °C. Oberhalb 880 °C entsteht jedoch ein zu grobes und damit
umwandlungsträgeres Austenitkorn. Auch besteht bei höheren
Warmwalzendtemperaturen das Risiko, dass bei der Austenitumwandlung während der Warmbandabkühlung harte Phasen entstehen, durch die die Zähigkeit des Stahls verschlechtert würde. Daher soll die
Warmwalzendtemperatur erfindungsgemäß höchstens 880 °C betragen.
Nach dem Warmwalzen wird das erhaltene Warmband auf eine
Haspeltemperatur abgekühlt, die 550 - 580 °C beträgt. Diese Abkühlung kann in konventioneller Weise mittels eines geeigneten Mediums mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von typischerweise 2 - 50 °C/s durchgeführt werden.
Die Haspeltemperatur beträgt mindestens 550 °C, um zu verhindern, dass sich im Warmband anstatt des angestrebten Perlits nennenswerte Anteile an Bainit oder Martensit bilden. Bei einer zu hohen Haspeltemperatur von mehr als 680 °C wäre jedoch ein weiteres Austenitkornwachstum möglich, was sich ungünstig auf die Zähigkeit des Warmbandes auswirken könnte und auch beim späteren Abwickeln im abgekühlten Zustand Anrisse oder Brüche auslösen könnte. Um eine erhöhte Sicherheit gegen das Auftreten harter Phasen, insbesondere bei Vorhandensein von Seigerungen, zu erreichen, kann die Untergrenze der Haspeltemperatur auf 600 °C angehoben werden. Sollen optimierte Zähigkeitseigenschaften sicher gewährleistet werden, so kann die maximale Haspeltemperatur auf 650 CC begrenzt werden.
Das in der voranstehend erläuterten Weise temperierte und zu einem festen Coil, in dem die Windungen des Warmbands dicht aneinander liegen, gewickelte Warmband wird im Coil auf eine Zieltemperatur, die im Bereich des Coilkerns höchstens 100 °C beträgt, abgekühlt. Die mittlere
Abkühlungsgeschwindigkeit dieser Abkühlung beträgt im Coil-Kern 4,5 - 14,5 W
°C/h und kann in an sich bekannter Weise mittels Wasser- oder Luftabkühlung erreicht werden.
Bei einer - erfindungsgemäß bevorzugten - Abkühlung an Luft sollte die Zieltemperatur im Kernbereich des Coils innerhalb von 40 - 120 Stunden erzielt sein, wobei sich hier Abkühldauern von 40 - 60 Stunden als besonders günstig erwiesen haben. Demgegenüber kann die Abkühlung im Bereich der freien Kanten und Oberflächen des Coils schneller erfolgen. Ein Abschrecken mit Kühlmedien jeglicher Art ist zu vermeiden.
Um die erfindungsgemäß vorgegebenen Abkühlzeiten sicher einhalten zu können, sollte das Coilgewicht bei einer Abkühlung an Luft in der Praxis höchstens 38 t betragen. Andernfalls besteht das Risiko, dass sich in Folge einer zu langsam ablaufenden Abkühlung im Gefüge Grafit bildet.
Von den so erhaltenen warmgewalzten, typischerweise in Form von Stahltafel oder Stahlband vorliegenden Stahlflachprodukten können nach einem optional durchgeführten Einformglühen der Karbide im Haubenofen einzeln oder im Stapel bei Glühzeiten von 10 - 100 Stunden im Temperaturbereich von 660 - 740 °C, insbesondere bei Temperaturen von mehr als 660 °C bis weniger als 740 °C, durch ein geeignetes Verfahren, wie beispielsweise Laserschneiden oder Stanzen, Zuschnitte oder Platinen abgeteilt werden, aus denen
anschließend die jeweils herzustellenden Bauteile in an sich bekannter Weise warm- oder kaltgeformt werden.
Dabei lässt sich ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt in konventioneller weise kaltwalzen, ohne dass es dabei zur Bildung von Grafit kommt, so dass sich auch aus dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt kaltverformte Stahlflachprodukte oder Bauteile problemlos härten lassen und im gehärteten Zustand eine optimale Verschleißbeständigkeit und ebenso für den hier vorgesehenen Verwendungszweck optimale mechanische Eigenschaften besitzen. Zur Maximierung ihrer Härte und Verschleißbeständigkeit können die
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte oder die daraus geformten Bauteile einem Härteprozess unterzogen werden, bei dem sie i) auf eine 830 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur
erwärmt,
j) über 3 - 60 min bei der Austenitisierungstemperatur gehalten und
k) anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s
abgeschreckt werden.
Die Austenitisierungstemperatur im Arbeitsschritt i) soll 830 °C und die Haltezeit im Arbeitsschritt j) 3 min nicht unterschreiten, um ein ausreichend grobes Austenitkorn zu erzielen. Auf diese Weise wird aufgrund der
Umwandlungsträgheit großer Austen itkörner die Umwandlung des Austenits in weichere Phasenanteile wie Ferrit oder Bainit vermieden und die Umwandlung in den Martensit gefördert, sodass nach dem Härten im jeweiligen
Stahlflachprodukt oder Bauteil ein zu mindestens 99 % aus Martensit bestehendes Gefüge vorliegt.
Die Austenitisierungstemperatur soll jedoch 950 °C und die Haltezeit 60 min nicht überschreiten, um irreversible Gefügeschäden durch Überhitzen zu vermeiden.
Nach dem Austenitisieren werden das Stahlflachprodukt oder das daraus geformte Bauteil mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s in an sich bekannter weise beispielsweise mittels Wasser- oder Ölabkühlung abgeschreckt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit beträgt mindestens 40 °C/s, um eine vollständige Umwandlung des Austenits in Martensit zu gewährleisten. Die Abkühlungsgeschwindigkeit ist gleichzeitig auf 250 °C/s beschränkt, um
Härterisse zu vermeiden. An das derart ausgeführte Härten kann sich eine Anlassbehandlung
anschließen, bei der das Stahlflachprodukt oder das daraus erzeugte Bauteil über eine Dauer von 0,2 - 2 Stunden bei einer 150 - 350 °C, insbesondere 150 - 300 °C, betragenden Anlasstemperatur gehalten werden, um die Zähigkeit zu verbessern. Anschließend kann das jeweilige Stahlflachprodukt oder das daraus geformte Bauteil an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Es sind die Stahlschmelzen S1 - S6 mit den in Tabelle 1 angegebenen
Zusammensetzungen erschmolzen und zu Brammen vergossen worden.
Aus den Stählen S1 , S2, S3, S5 und S6 bestehende Brammen sind auf eine Vorwärmtemperatur T1 erwärmt und anschließend ausgehend von einer Warmwalzanfangstemperatur T2 und einer Warmwalzendtemperatur T3 in konventioneller Weise zu Warmbändern W1 - W8 mit einer Dicke von 2 - 6 mm warmgewalzt worden.
Nach dem Warmwalzen sind die Warmbänder mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR1 auf eine Haspeltemperatur T4 abgekühlt und bei dieser Haspeltemperatur T4 zu jeweils einem Coil, bei dem die Windungen dicht aufeinander lagen, gewickelt worden.
Anschließend sind die Warmbänder W1 - W8 über eine Abkühldauer t1 im Coil auf eine Zieltemperatur von 100 °C abgekühlt worden, wobei die Abkühlung im Kernbereich des Coils mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR2 erfolgte. Nach der Abkühlung im Coil erfolgte die Abkühlung auf Raumtemperatur an Luft.
Für die Gefüge der so erhaltenen Warmbandproben W1 - W5 sind der
Perlitanteil P, der Ferritanteil F, die Summe der Bainit- und Martensitanteile B+M, der Grafitanteil G und der Restaustenitanteil RA bestimmt worden.
Ebenso sind die Streckgrenze ReH, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Dehnung A80 für die Warmbandproben W1 - W5 bestimmt worden.
Die bei der Erzeugung der Warmbandproben W1 - W8 eingestellten Parameter "Vorwärmtemperatur TT', "Warmwalzanfangstemperatur T2",
"Warmwalzendtemperatur T3", "Abkühlgeschwindigkeit CR1",
"Haspeltemperatur T4", "Abkühldauer t1" und "Abkühlgeschwindigkeit CR2" sind in Tabelle 2 angegeben. Ebenso sind in Tabelle 2 für die Warmbandproben W1 - W5 der "Perlitanteil P", der "Ferritanteil F", die "Summe der Bainit- und Martensitanteile B+M", der "Grafitanteil G" und der "Restaustenitanteil RA", die "Streckgrenze ReH", die "Zugfestigkeit Rm", die "Gleichmaßdehnung Ag" und die "Dehnung A80" genannt.
Die Warmbandproben W1 - W5, W7, W8 haben zusätzlich jeweils einen Härteprozess durchlaufen, bei dem sie zunächst auf eine
Austenitisierungstemperatur T6 erwärmt, dort über eine Austenitisierungsdauer t2 gehalten und nach Ende der Austenitisierungsdauer t2 mit einer
Abkühlgeschwindigkeit CR3 abgeschreckt worden sind.
Die abgeschreckten Proben W1 - W5, W7, W8 haben dann eine
Anlassbehandlung absolviert, bei der sie auf eine Anlasstemperatur T7 erwärmt und dort über eine Anlassdauer t3 gehalten worden sind. Nach Ende der Anlassdauer t3 sind die Proben W1 - W5, W7, W8 an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
Für die Gefüge der so gehärteten und angelassenen Proben H1 - H5, H7, H8 sind der Martensitanteil M, der Grafitanteil G und der Restaustenitanteil RA bestimmt worden. Ebenso sind die im Kerbschlagbiegeversuch nach DIN EN ISO 148-1 , Ausgabe Januar 2011 , bei 25 °C an einer ISO-V-Normprobe die Kerbschlagzähigkeit KBZ und gemäß DIN ISO 17081 , Ausgabe Juni 2014,der Wasserstoffdiffusionskoeffizient k ermittelt worden. Die betreffenden Parameter "Austenitisierungstemperatur T6", "Austenitisierungsdauer t2", "Abkühlgeschwindigkeit CR3", "Anlasstemperatur T7" und "Anlassdauer t3", der "Martensitanteil M", der "Grafitanteil G", der "Restaustenitanteil RA", die "Kerbschlagzähigkeit KBZ" und der
"Wasserstoffdiffusionskoeffizient k" sind, soweit sie bestimmt worden sind, in Tabelle 3 aufgeführt.
Obwohl die drei Stähle S1 bis S3 von der Warmbandfertigung her mit bis auf die Haspeltemperatur nahezu identischen Produktionsparametern erzeugt worden sind, weisen sie dennoch abhängig von ihrer chemischen
Zusammensetzung und der daraus resultierenden unterschiedlichen
Austenitumwandlung unterschiedliche Gefüge auf.
Die metallografische Beurteilung der Phasenanteile von Perlit, Ferrit, Grafit und Restaustenit (RA) erfolgte bei 1000facher Vergrößerung lichtoptisch an
Schliffen, wobei der Restaustenitanteil zusätzlich röntgenografisch überprüft worden ist.
Bedingt durch die aufgrund verschiedener Haspeltemperaturen
unterschiedlichen Phasenanteile von Ferrit ergaben sich bei ansonsten gleicher chemischer Zusammensetzung mit höherem Ferritanteil geringere
Festigkeitswerte und dafür höhere Dehnungswerte. Die mechanischen
Eigenschaften Rm, ReH, Ag und A80 wurden im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 mit der Probenform 1 ermittelt.
Die Warmbandprobe W5 enthält schon im ungehärteten Gefüge die
unerwünschte Phase Grafit mit einem Anteil von 1 ,6 Vol.-%. Nach einer weiteren möglichen Kaltwalzung nebst vorheriger optionaler und nachfolgender optionaler Glühung im Coil muss hier mit einem Anwachsen der Grafitmenge gerechnet werden.
Dagegen ist bei den aus dem erfindungsgemäßen Stahl S1 bestehenden Warmbandproben W1 und W2 kein Grafit im Gefüge vorhanden. Verantwortlich dafür ist wesentlich die chemische Zusammensetzung in ihrer Gesamtwirkung auf die Austenitumwandlung.
Beispielsweise bei der aus dem nicht erfindungsgemäßen Stahl S3
bestehenden, nicht erfindungsgemäßen Warmbandprobe W5 ist dagegen die Legierung so gewählt, dass es zur Bildung von Grafit im Gefüge kommt und dementsprechend die Gefahr der Bildung von Löchern im Stahl besteht.
Infolgedessen erfüllen gehärtete Bauteile, die aus der Warmbandprobe W5 hergestellt sind, nicht die an ein erfindungsgemäßes gehärtetes
Stahlflachprodukt oder ein daraus hergestelltes Bauteil gestellten
Anforderungen.
Die Warmbandprobe W4 weist nach dem Warmwalzen höhere Ferritanteile auf als die Probe W1. Infolgedessen erreicht die aus dieser Warmbandprobe W4 erzeugte gehärtete Probe H4 nicht die erfindungsgemäß geforderte
Gesamthärte. Als Grund für den vergleichbar hohen Ferritanteil ist der niedrige Ni-Gehalt anzusehen.
Überraschend hat sich herausgestellt, dass die gehärtete aus dem Stahl S1 bestehende Probe H1 nicht nur eine höhere Zähigkeit aufweist, sondern auch eine besonders günstige Dauerfestigkeit besitzt, die als Maß für die Standzeit von aus diesem Stahl hergestellten Bauteilen steht, die beispielsweise in landwirtschaftlichen Geräten verwendet werden.
Beispielsweise die nicht erfindungsgemäßen gehärteten Proben H7 und H3 erreichen nach DIN 50100 ermittelte Dauerfestigkeiten Pü von nur maximal 183 MPa, wogegen die erfindungsgemäße Probe H1 mit 245 MPa einen deutlich besseren Dauerfestigkeitswert Pü in Kombination mit einer optimalen Zähigkeit besitzt. Dagegen weist zwar die nicht erfindungsgemäße Probe H8 eine hohe Härte, jedoch keine gute Kerbschlagzähigkeit auf.
Der Verschleiß aufgrund stoßartiger Belastung ist durch die bereits erwähnten Kerbschlagbiegeversuche bei 25 °C an einer ISO-V-Normprobe erprobt worden. Dabei stellt sich gegenüber dem höher C-haltigen Stahl der Probe H8 sowie gegenüber dem geringer C-haltigen Stahl der Probe H7 bei der Probe H1 ein mehr als doppelt so hoher Wert heraus.
Für die erfindungsgemäße Variante H1 wurde nach DIN 50100 eine
Dauerfestigkeit Pü50 von 245 MPa ermittelt, während die nicht
erfindungsgemäße Probe H7 nur Pü-Werte von weniger als 190 MPa erzielte.
Die nicht erfindungsgemäße, aus dem nicht erfindungsgemäßen Stahl S4 bestehende Probe H6 war für eine Einsatzhärtung vorgesehen und hat daher den erfindungsgemäßen Härteprozess nicht durchlaufen. Der für diese Probe H6 zum Vergleich ermittelte Wasserstoffdiffusionskoeffizient betrug
1 ,87*10-6 cm2/s.
Erfindu
Stahl C Si Mn P s AI Cr N Ni Cu Mo V Ti Nb B Ca H 0 gem
S1 0,50 0,25 1,13 0,005 <0,001 0,033 0,55 0,0020 0,20 0,01 <0,002 0,016 0,031 0,001 0,0029 0,0005 <0,0001 <0,0030 JA
S2 0,49 0,25 1 ,13 0,005 0,0010 0,030 0,56 0,0020 0,01 0,01 <0,002 0,016 0,032 0,001 0,0030 0,0005 -.0,0001 <0,0030 NEI
S3 0,60 0,66 0,22 0,010 0.0070 0,035 0,02 0,003 0,03 0,01 <0,002 0,002 0.001 0,001 <0.0004 0,0005 <0,0001 <0,0030 NEI
S4 0J. 0,01 0,24 0,010 0,0200 0,033 0,04 0,0055 0,02 0,02 0,005 0.001 0,001 0,001 <0.0004 0,0005 <0,0001 20,0030 NEI
S5 0,41 0,24 1 ,17 0,013 0,0006 0,034 0,43 0,0043 0,04 0,03 0,020 0.003 0,033 <5ppm 0,0029 0,0005 <0,0001 <0,0030 NEI
S6 0,81 0,34 0,54 0,010 0,0035 0,009 0,54 0,0046 0,03 0,03 0,005 0.160 0,002 <5ppm <0.0004 0,0005 <0,0001 S0,0030 NEI
Gehaltsangaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
"n.a." = Nicht ausgewertet
Tabelle 2
Probe Warmband T6 t2 CR3 T7 t3 M G RA HV1 PüSO KBZ K
Stahl
°C min. K/s °C h % HV1 MPa J/cm2 cm2/s
H1 W1 S1 860 30 42 230 1 100 0 0 575 245 12 4,2 0"7
H2 W2 S1 860 30 42 230 1 100 0 0 n.a. n.a. n.a. 5, 9*10"7
H3 W3 S2 860 30 42 230 1 100 0 0 403 137 n.a. n.a.
H4 W4 S2 860 30 42 230 1 100 0 0 407 n.a. n.a. n.a.
H5 W5 S3 860 30 42 230 1 98 1 ,5 0 n.a. n.a. n.a. n.a.
H6 W6 S4 Keine Härtung 1 ,87*10"6
H7 W7 S5 860 30 42 230 1 100 0 0 545 183 4 n.a.
H8 W8 S6 860 30 42 230 1 100 0 0 560 n.a. 5 n.a. n.a. Nicht ausgewertet
Tabelle 3

Claims

PATENTANSPRÜCHE
Stahl, der aus (in Gew.-%)
C: 0,4 - 0,7%,
Si: 0,15 - 0,5%
Mn: 0,8 - 2,0%
Cr: 0,3 - 1,0 %, wobei der Cr-Gehalt %Cr jeweils folgende Bedingung erfüllt:
%Cr > (%Ni + %Si + %Mn + %S + %AI)/5
mit %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%S: jeweiliger S-Gehalt des Stahls
%AI: jeweiliger AI-Gehalt des Stahls
N: 0,0015 - 0,0100 %
Ni: 0,04 2%
Ti: 0,005 - 0,1 %
V: 0,0080 - 0,1 %
B: 0,0005 - 0,0040 %
Ca: 0,0005 - 0,004 %
P: < 0,03 %
S: < 0,005 %
AI: < 0,05 %
Cu: £0,1 %
Nb: < 0,004 %
H: < 0,0001 %
0: < 0,005 %
sowie optional Mo: 0,006 - 0,02 %,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
besteht.
2. Warmgewalztes Stahlflachprodukt hergestellt aus einem Stahl gemäß Anspruch 1 und mit einem im ungehärteten Zustand zu mindestens 80 Vol.-% perlitischen, grafitfreien Gefüge.
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass es im warmgewalzten, gebrauchsfertigen ungehärteten Zustand quer zur Walzrichtung gemessen eine Streckgrenze ReH von 450 - 650 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von 750 - 950 MPa aufweist.
4. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 oder 3, dadurch
gekennzeichnet, dass es im ungehärteten Zustand eine Gleichmaßdehnung Ag von 5 - 15 % und eine Dehnung A80 von 15-30 % aufweist.
5. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 bis 4, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein grafitfreies Gefüge im ungehärteten Zustand zu mindestens zu 80 Vol.-% aus Perlit, aus in Summe höchstens 10 Vol.-% Bainit oder Martensit und als Rest aus Ferrit besteht.
6. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 bis 5, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein Gefüge im gehärteten Zustand zu mindestens 99 Vol.-% aus Martensit und als Rest aus Restaustenit besteht.
7. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 bis 6, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass seine Härte im gehärteten Zustand 540 - 600 HV1 beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 bis 7, d a d u r c h gekennzeichnet, dass es im gehärteten Zustand eine
Dauerfestigkeit Pü50 von 220 - 400 MPa besitzt.
9. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 bis 8, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein Wasserstoffdiffusionskoeffizient im gehärteten Zustand 1,5*10"7 cm2/s bis 9*10"7 cm2/s beträgt.
10. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 2 bis 9, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass seine Kerbschlagzähigkeit im gehärteten Zustand gemessen quer zur Walzrichtung bei Raumtemperatur
mindestens 8 J/cm2 beträgt.
11. Verfahren zum Herstellen eines gemäß den Ansprüchen 2 bis 10
ausgebildeten Stahlflachprodukts umfassend mindestens folgende Arbeitsschritte:
a) Herstellen einer gemäß Anspruch 1 legierten Stahlschmelze;
b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt;
c) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 1150 - 1300 °C betragende
Vorwärmtemperatur;
d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die
Warmwalzanfangstemperatur 900 - 1150 °C und die
Warmwalzendtemperatur 780 - 880 °C beträgt;
e) Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine 550 - 680 °C
betragende Haspeltemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 50 °C/s;
f) Haspeln des Warmbands bei der Haspeltemperatur zu einem fest gewickelten Coil; g) Abkühlen des Coils mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit, die im Coilkern 4,5 - 14,5 °C/h beträgt auf eine höchstens 100 °C betragende Grenztemperatur; h) von der Grenztemperatur ausgehendes Abkühlen des Coils auf
Raumtemperatur an ruhender Luft.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, d a s s die Haspeltemperatur 600 - 650 °C beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 oder 12, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Abkühldauer im Arbeitsschritt g) 40 - 120 Stunden beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch
gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt oder aus dem Stahlflachprodukt geformte Bauteile gehärtet werden, indem das
Stahlflachprodukt oder das jeweilige Bauteil
i) auf eine 830 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur erwärmt,
j) über 3 - 60 min bei der Austenitisierungstemperatur gehalten und k) anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s abgeschreckt werden.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlflachprodukt oder die daraus geformten Bauteile nach dem Härten eine Anlassbehandlung durchlaufen, bei der sie über eine Dauer von 0,2 - 2 Stunden bei einer 150 - 350 °C betragende
Anlasstemperatur gehalten werden.
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