EP3347500B1 - 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 Download PDF

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EP3347500B1
EP3347500B1 EP15763888.3A EP15763888A EP3347500B1 EP 3347500 B1 EP3347500 B1 EP 3347500B1 EP 15763888 A EP15763888 A EP 15763888A EP 3347500 B1 EP3347500 B1 EP 3347500B1
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steel
temperature
hot
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flat steel
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Ulrich BLÖTNER
Volker Brandenburg
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ThyssenKrupp AG
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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Definitions

  • the invention relates to a steel suitable for producing a graphite-free hot-rolled steel flat product, a hot-rolled steel flat product with a graphite-free structure in the uncured state, the hot-rolled steel flat product in the hardened state, and a method for producing such hot-rolled steel flat products.
  • Steels of this type and the resulting hot-rolled flat steel products are required for the manufacture of hardened machine components that are used, for example, in agriculture, forestry and timber, and which are required for their intended use to have excellent fatigue strength, optimized hardenability and a high level of resistance to crack corrosion.
  • knives that are used in cutters for cutting, chopping or chopping grass, straw, cereals, branches and other plants and parts of plants.
  • These include, in particular, cutting knives for rotary mowers, rotor knives, fodder mixing wagon knives, straw chopper knives or underfloor chopper knives, as well as the parts of plows or harrows that penetrate into the ground during field work in order to shred or circulate the soil.
  • chopper knives for straw are between 3 mm and 5 mm thick in practice. They can be either fully coated or only locally edge-zone coated. 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 from steels of the type in question are exposed mainly results from the shock and friction loads that occur during use.
  • the load spectrum described above requires a high hardness of the steel from which the components in question are made. However, sufficient toughness must often be set to withstand the dynamic loads that occur during operation. In addition, there are high demands on the service life, which can be checked by fatigue tests.
  • a material of the type in question here must be suitable for complex shaping.
  • the steel material must be separated from the respective hot-rolled flat steel product forming the respective starting product by different separation processes and be able to be brought into the required form in a shaping process and also be remuneration-able. It should also be suitable for other processes that protect the surface or further increase hardness.
  • the JP 2000 328182 A a structural steel for machine parts which, in addition to iron and unavoidable impurities, contains the contents of the elements listed below (in% by weight): 0.10-0.65% C, 0.03-2.00% Si, 0.30 - 2.50% Mn, 0.015 - 0.35% S, 0.005 - 0.060% AI, 0.0005 - 0.0100% B and 0.005 - 0.020% N, with the proviso that 0.3 ⁇ B / N ⁇ 1.2, as well as 0.01 - 0.30 Pb and / or 0.01 - 0.30 Bi and optionally one or more of the following elements: Cr: 0.1 - 2.0%, Mo: 0.05 - 1.00 %, Ni: 0.1 - 3.5%, V: 0.01 - 0.50%, Ti: 0.01 - 0.40%, Nb: 0.01 - 0.30%, Ca: 0.001 - 0.01%.
  • the steel is at 1200 ° C for 30 min
  • the invention has achieved this object by means of an alloyed steel according to claim 1, a hot-rolled flat steel product obtained according to claim 2 and the method designed according to claim 8.
  • Carbon is present in the steel according to the invention in a content of 0.4-0.7% by weight and in this content acts to increase hardness and strength.
  • the minimum content of 0.4% is required for a sufficient basic hardness.
  • the C content can be limited to 0.6% by weight, whereby an optimal rollability of the steel can be ensured if the C content is 0.55% by weight. -% does not exceed.
  • the positive effect of the presence of carbon in the steel according to the invention can be used particularly safely if the minimum carbon content is 0.47% by weight.
  • Silicon increases the hardenability in the steel according to the invention and is therefore present in the steel according to the invention in contents of 0.15-0.5% by weight. At higher contents, scale that is difficult to remove can form on the hot strip. With increasing Si content, the hydrogen permeability is also reduced. If graphite is formed, silicon promotes graphite particle growth in particular. It shows a low solubility in cementite and destabilizes it. For this reason too high Si content above 0.5% should be avoided. However, a minimum content of 0.15% by weight should be added to the steel in order to be able to use the positive effect of Si in the steel according to the invention in a reliable manner. By the Si content is limited to a maximum of 0.3% by weight, a particularly simple removal of scale adhering to the hot strip can be accomplished by means of pickling which is customary for this purpose and carried out in a conventional manner.
  • Sulfur acts as an accompanying steel element in the steel according to the invention in several ways.
  • the S content should therefore be kept as low as possible.
  • a maximum of 0.005% by weight of S has proven to be favorable, the limitation to a maximum of 0.0005% by weight particularly reliably preventing the negative influences of the presence of S in the steel according to the invention.
  • the sulfur content is also minimized in order to avoid the setting of the titanium content provided according to the invention into titanium carbosulfide.
  • a calcium treatment is also carried out in addition to a conventional desulfurization treatment when the steel according to the invention is produced.
  • 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 the addition of CaSi must also be taken into account when measuring the Si content.
  • the Ca content is limited to 0.0015% by weight in order to particularly reliably avoid the formation of inclusions which could have a negative effect on toughness.
  • the P content of a steel according to the invention can 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 P content of 0.001% by weight in the steel according to the invention.
  • Chromium increases the hardenability and strength in the steel according to 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 small, whereas if the Cr content was more than 1.0% by weight, the hydrogen permeability would be reduced too much. Cr also prevents the early appearance of graphite after long annealing.
  • the void holes caused by the hardening process due to graphite accumulation must be avoided in order to avoid hydrogen accumulation, which would ultimately lead to material failure.
  • Such holes as traps for hydrogen reduce the permeability (diffusion) for hydrogen.
  • the holes remaining in the structure after graphite accumulations have a negative effect on the fatigue strength. Chromium, on the other hand, suppresses the nucleation and growth of the graphite particles.
  • Molybdenum can optionally be added to a steel according to the invention in order to improve its through-hardenability. If flat steel products with a thickness 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. With larger thicknesses, however, no more than 0.02% by weight should also be added, since otherwise there is a risk of graphite formation in the structure.
  • nickel acts both to increase hardenability and, particularly at low temperatures, to improve toughness.
  • a minimum content of 0.04% by weight is required for this.
  • an upper limit of the Ni content of 2% by weight must be observed.
  • the positive effect of Ni can be used particularly safely while avoiding negative effects if the Ni content is limited to a maximum of 0.35% by weight.
  • Mn content a maximum of 2% by weight, in particular a maximum of 1.8% by weight.
  • a minimum content of 0.8% by weight, in particular 1.0% by weight, of Mn should, however, be observed in order to ensure reliable sulfur binding in the form of manganese sulfides and thus to avoid low-melting iron eutectics.
  • the steel contains 0.005-0.1% by weight of titanium.
  • Ti forms nitrides, carbonitrides and carbosulfides and thus binds the constituents nitrogen and sulfur, which are unfavorable with regard to the properties of the steel, and at the same time contributes to increasing the strength and hardness of the steel according to the invention.
  • the presence of Ti makes it possible to control austenite grain growth.
  • the Ti content should be a minimum of 0.005% by weight and a maximum of 0.1% by weight, with Ti contents of up to 0.04% by weight proving to be particularly effective in relation to the action of Ti used according to the invention to have.
  • a minimum content of 0.01% by weight can be provided. So that there is always a sufficient amount of Ti in the steel for setting the S content "% S” and N content “% N” in the steel, the respective Ti content "% Ti” can also be set according to the following condition (in% by weight): % S * 1.5 +% N * 3.5 + 0.005% ⁇ % Ti ⁇ % S * 1.5 +% N * 3.5 + 0.010%
  • niobium is provided only as an accompanying element which is to be attributed to the unavoidable impurities in amounts in which it has no effect. Therefore, the Nb content is limited to at most 0.004% by weight.
  • vanadium is a microalloying element that forms carbonitrides, nitrides and carbides, which increases strength and hardness and thus contributes to the wear resistance of steel.
  • the minimum vanadium content in the steel according to the invention is 0.0080% by weight. With contents of more than 0.1% by weight, however, there is no further increase in the positive influence of V. Vanadium can be used particularly effectively in contents of up to 0.05% by weight in the steel according to the invention.
  • Nitrogen especially in the unbound state, contributes 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 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% by weight. Negative effects of the presence of nitrogen can be safely avoided by reducing 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 presence of V, the formation of an amount of nitrides, carbides and mixed forms of these precipitates which is sufficient to improve the wear resistance.
  • Another 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 structure. A minimum content of 15 ppm N in the steel according to the invention must also be maintained for this effect.
  • the hydrogen content in the hot strip must be limited to a maximum of 1 ppm to prevent breaks due to hydrogen. Non-metallic inclusions can become places for hydrogen accumulation, reducing hydrogen permeability. This is accompanied by the risk of hydrogen-induced cracks. To prevent this, 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 presence of large amounts of aluminum would favor the occurrence of graphite when the steel according to the invention solidifies. Larger graphite accumulations hardly dissolve during hardening and, as mentioned, can even leave holes in the structure where hydrogen could in turn accumulate. In order to prevent these negative effects, the Al content of the steel according to the invention is limited to a maximum of 0.05% by weight.
  • Copper is also only present in the steel according to the invention as an accompanying element, which has no positive effect on the desired properties of the steel. Rather, excessive Cu contents should be avoided, since Cu forms low-melting compounds in connection with sulfur and iron, which can cause surface defects and edge cracks during hot rolling.
  • the Cu content of the steel according to the invention is therefore limited to a maximum of 0.1% by weight.
  • the risk of edge cracking in particular can be excluded with particular certainty if the Cu content of the steel according to the invention is limited to at most 0.012% by weight.
  • the alloy concept according to the invention based on the combination of Mn, Ti, B and V contents in combination with a higher C content and the additional addition of nickel has proven to be successful in the production of hot rolled flat steel products, in particular Hot wide strip. This not only achieved optimized mechanical properties that led to a significantly increased fatigue strength, but also minimized susceptibility to corrosion.
  • the invention enables a much more economical production due to the resource-saving, precisely dimensioned alloy of nickel and chromium.
  • a flat steel product according to the invention is characterized in that it consists of a steel according to the invention and in the uncured state has a pearlitic, graphite-free structure of at least 80% by volume.
  • the absence of graphite makes the steel particularly suitable for hardening and minimizes the risk of hydrogen being embedded in the structure of the steel, which would favor the formation of cracks and reduce the fatigue strength of the steel.
  • the steel flat 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 wherever appropriate equipment is used to move earth or stone or to process vegetation be made. Examples of this are agriculture or forestry, but also mining, construction, especially civil engineering, and the like. For example, highly wear-resistant and durable components of plows, harrows and knives or cutting members and the like can be produced from flat steel products according to the invention, which are required in agricultural implements and machines for tillage or harvesting.
  • flat steel 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%.
  • the graphite-free structure of flat steel products according to the invention in the unhardened state, in addition to the at least 80% by volume pearlite, consists in total of at most 10% by volume bainite or martensite and the rest consists of ferrite.
  • the proportions of bainite and martensite in the structure of the steel according to the invention are to be kept as low as possible. In this way, a temperature change which is narrow in terms of temperature is achieved during the subsequent hardening and thus a homogeneous hardening structure, so that the highest possible pearlite contents of preferably at least 90% by volume are achieved. This in turn causes a homogeneous initial state, which leads to a correspondingly homogeneous hardening and tempering structure.
  • 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 remainder of residual austenite.
  • the hydrogen diffusion coefficient determined according to DIN ISO 17081, June 2014 edition typically 1.5 * 10 -7 cm 2 / s to 9 * 10 -7 cm 2 / s, is in particular 4.2 * 10 -7 cm 2 / s to 5.2 * 10 -7 cm 2 / s.
  • a certain combination of precipitations and martensite structure and the avoidance of significant holes in the structure are responsible for the susceptibility to corrosion of a steel flat product made of steel according to the invention or of a component produced therefrom in the hardened state.
  • the method according to the invention for producing a steel is designed in such a way that it reliably supplies flat steel products which are both in the hot-rolled uncured state, i.e. after cooling in the coil, as well as after the treatment steps completed during their processing, are free of graphite.
  • the casting of the molten steel according to the invention can take place in the strand for the production of slabs or as near-final-size strip casting with subsequent hot rolling.
  • the respective preliminary product is hot rolled to a thickness of typically at least 1.2 mm and a maximum of 20 mm, whereby a minimum thickness of 4 mm should be observed when processing cast strip in order to avoid the unfavorable effects of coarser inclusions that occur due to the system.
  • the preheating temperature i.e. the temperature to which the slabs are heated before the rolling process should not fall below 1150 ° C. in order to achieve as complete a resolution as possible of the precipitates of the microalloying elements formed in the previous casting process.
  • the preheating temperature should not be higher than 1300 ° C to avoid the formation of coarse austenite grain at the beginning of the rolling process.
  • phase change in the Fe-C system takes place according to a stable system or according to the so-called metastable system.
  • the end products are the carbon compound Fe3C or the pure carbon in the form of graphite.
  • the alloying elements have different effects on this phase change process in the manner explained above.
  • a particularly slow cooling that is to say with respect to the stable state diagram, must be particularly beneficial for the formation of graphite.
  • the invention takes this into account when designing the temperature profile during hot strip production. Long dwell times at higher temperatures can have a direct or indirect effect on the formation of graphite via other mechanisms, for example, on the one hand favoring C diffusion at higher temperatures and on the other hand the stronger scaling of the strip contributes to the cooling of the hot strip in the coil due to the mutual contact lying windings is slowed down due to lower heat energy radiation.
  • the weakening of the emission by the scale layer and the low thermal conductivity by the air layer have an impact. On top of that break up particularly thick layers of scale easily and can lead to surface defects. As a result, the temperature control at higher temperatures is also decisive in the pre-rolling stage for the later graphite formation.
  • a hot rolling start temperature of 900-1150 ° C in combination with a hot rolling end temperature of 780-880 is required in the process according to the invention ° C provided.
  • the rolling forces required for forming increase significantly in the case of steels with relatively high C contents, as are provided according to the invention, at hot rolling end temperatures of less than 780 ° C.
  • the hot rolling end temperature in hot rolling according to the invention is at least 780 ° C. Above 880 ° C, however, an austenite grain that is too coarse and therefore less prone to transformation occurs. At higher hot rolling temperatures, there is also a risk that austenite transformation will result in hard phases during hot strip cooling, which would impair the toughness of the steel. Therefore, the hot rolling end temperature according to the invention should not exceed 880 ° C.
  • the hot strip obtained is cooled to a coiling temperature which is 550-580 ° C.
  • This cooling can be carried out in a conventional manner using a suitable medium at a cooling rate of typically 2-50 ° C./s.
  • the reel temperature is at least 550 ° C to prevent significant amounts of bainite or martensite from forming in the hot strip instead of the desired pearlite. If the reel temperature is too high of more than At 680 ° C, however, further austenite grain growth would be possible, which could have an unfavorable effect on the toughness of the hot strip and could also trigger cracks or breaks when it is subsequently unwound in the cooled state.
  • the lower limit of the reel temperature can be raised to 600 ° C in order to achieve increased security against the occurrence of hard phases, particularly in the presence of segregations. If optimized toughness properties are to be guaranteed, the maximum reel temperature can be limited to 650 ° C.
  • the hot strip which is tempered in the manner explained above and wound into a fixed coil in which the turns of the hot strip lie close together, is cooled in the coil to a target temperature which is at most 100 ° C. in the region of the coil core.
  • the average cooling rate of this cooling in the coil core is 4.5-14.5 ° C / h and can be achieved in a manner known per se by means of water or air cooling.
  • the target temperature in the core area of the coil should be reached within 40-120 hours, cooling times of 40-60 hours having proven particularly advantageous. In contrast, cooling in the area of the free edges and surfaces of the coil can take place more quickly. Avoid quenching with cooling media of any kind.
  • the coil weight should in practice be a maximum of 38 t when cooling in air. Otherwise there is a risk that graphite will form in the microstructure as a result of cooling that takes place too slowly.
  • the carbides can be individually or in the hood furnace after an optional heat treatment Stacks at annealing times of 10-100 hours in the temperature range of 660-740 ° C, in particular at temperatures of more than 660 ° C to less than 740 ° C, can be divided by a suitable process, such as laser cutting or punching, blanks or blanks, from which the components to be manufactured are then hot or cold formed in a manner known per se.
  • a hot-rolled flat steel product according to the invention can be cold-rolled in a conventional manner without graphite being formed, so that cold-formed flat steel products or components can also be hardened from the flat steel product according to the invention, and in the hardened state they have optimum wear resistance and also for the one provided here Have optimal mechanical properties.
  • the austenitizing temperature in step i) should not be less than 830 ° C and the holding time in step j) should not be less than 3 minutes in order to achieve a sufficiently coarse austenite grain.
  • the transformation inertia of large austenite grains prevents the transformation of the austenite into softer phase components such as ferrite or bainite and promotes the transformation into the martensite, so that after hardening in the respective Flat steel product or component has a structure consisting of at least 99% martensite.
  • the austenitizing temperature should not exceed 950 ° C and the holding time 60 min in order to avoid irreversible structural damage from overheating.
  • the flat steel product or the component formed therefrom is quenched at a cooling rate of 40-250 ° C./s in a manner known per se, for example by means of water or oil cooling.
  • the cooling rate is at least 40 ° C / s to ensure a complete transformation of the austenite into martensite.
  • the cooling rate is also limited to 250 ° C / s to avoid hard cracks.
  • the hardening carried out in this way can be followed by a tempering treatment in which the flat steel product or the component produced therefrom is kept at a tempering temperature of 150-350 ° C., in particular 150-300 ° C., for a period of 0.2-2 hours. to improve toughness.
  • the respective flat steel product or the component formed from it can then be cooled in air to room temperature.
  • the steel melts S1-S6 were melted with the compositions given in Table 1 and cast into slabs.
  • Slabs consisting of steels S1, S2, S3, S5 and S6 have been heated to a preheating temperature T1 and then, starting from a hot rolling start temperature T2 and a hot rolling end temperature T3, were conventionally hot-rolled into hot strips W1 - W8 with a thickness of 2-6 mm.
  • the hot strips were cooled to a reel temperature T4 at a cooling rate CR1 and were wound at this reel temperature T4 to form a coil, in which the turns were close to one another.
  • the hot strips W1-W8 were then cooled to a target temperature of 100 ° C. over a cooling time t1 in the coil, the cooling taking place in the core area of the coil at a cooling rate CR2. After cooling in the coil, the mixture was cooled to room temperature in air.
  • the pearlite content P, the ferrite content F, the sum of the bainite and martensite contents B + M, the graphite content G and the residual austenite content RA have been determined for the structure of the hot strip samples W1-W5 thus obtained.
  • the yield strength ReH, the tensile strength Rm, the uniform elongation Ag and the elongation A80 have also been determined for the hot strip samples W1 - W5.
  • the hot strip samples W1 - W5, W7, W8 each additionally went through a hardening process, in which they were first heated to an austenitizing temperature T6, held there for an austenitizing period t2 and quenched at the cooling rate CR3 after the end of the austenitizing period t2.
  • the quenched samples W1-W5, W7, W8 then underwent a tempering treatment in which they were heated to a tempering temperature T7 and held there for a tempering period t3. After the end of the tempering period t3, the samples W1-W5, W7, W8 were cooled in air to room temperature.
  • the martensite content M, the graphite content G and the residual austenite content RA have been determined for the structure of the samples H1 - H5, H7, H8 hardened and tempered in this way.
  • the notched impact strength KBZ was determined in an impact test according to DIN EN ISO 148-1, January 2011 edition, at 25 ° C on an ISO-V standard sample and, according to DIN ISO 17081, June 2014 edition, the hydrogen diffusion coefficient k.
  • the metallographic assessment of the phase fractions of pearlite, ferrite, graphite and residual austenite (RA) was carried out light-optically on cuts at 1000x magnification, and the residual austenite fraction was additionally checked by X-ray.
  • the hot strip sample W5 already contains the undesired phase graphite in the unhardened structure with a proportion of 1.6% by volume. After a further possible cold rolling along with previous optional and subsequent optional annealing in the coil, an increase in the amount of graphite must be expected here.
  • the alloy is selected such that graphite is formed in the structure and accordingly there is a risk of holes forming in the steel.
  • hardened components which are produced from the hot strip specimen W5 do not meet the requirements placed on a hardened flat steel product according to the invention or a component produced therefrom.
  • the hot strip sample W4 After hot rolling, the hot strip sample W4 has higher ferrite fractions than the sample W1. As a result, the hardened sample H4 produced from this hot strip sample W4 does not achieve the total hardness required according to the invention.
  • the reason for the comparably high proportion of ferrite is the low Ni content.
  • the hardened sample H1 made of steel S1 not only has a higher toughness, but also has a particularly favorable fatigue strength, which is a measure of the service life of components made from this steel, which are used, for example, in agricultural equipment.
  • the hardened samples H7 and H3 not according to the invention achieve endurance strengths Pü determined according to DIN 50100 of only a maximum of 183 MPa, whereas the sample H1 according to the invention with 245 MPa has a significantly better endurance strength value Pü in combination with optimal toughness.
  • the sample H8 not according to the invention has a high hardness, but not a good notched impact strength.
  • a fatigue strength Pü50 of 245 MPa was determined in accordance with DIN 50100, while the sample H7 not according to the invention achieved only Pü values of less than 190 MPa.
  • the sample H6 not according to the invention and consisting of the steel S4 not according to the invention was intended for case hardening and therefore did not go through the hardening process according to the invention.
  • the hydrogen diffusion coefficient determined for this sample H6 for comparison was 1.87 * 10-6 cm 2 / s. Table 2 Sample No.

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Description

  • Die Erfindung betrifft einen für die Herstellung eines grafitfreien warmgewalzten Stahlflachprodukts geeigneten Stahl, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einem im ungehärteten Zustand grafitfreien Gefüge, das warmgewalzte Stahlflachprodukt im gehärteten Zustand, und ein Verfahren zur Herstellung solcher warmgewalzter Stahlflachprodukte.
  • 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 % Al, 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.
  • Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der JP 2000 328182 A ein Baustahl für Maschinenteile bekannt, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen die nachfolgend spezifizierten Gehalte an den nachfolgend aufgezählten Elementen enthält (in Gew.-%): 0,10 - 0,65 % C, 0,03 - 2,00 % Si, 0,30 - 2,50 % Mn, 0.015 - 0.35 % S, 0,005 - 0,060 % AI, 0,0005 - 0,0100 % B und 0,005 - 0,020 % N , mit der Maßgabe, dass 0,3 ≤ B/N ≤ 1,2, sowie aus 0,01 - 0.30 Pb und/oder 0.01 - 0.30 Bi und optional einem oder mehreren der folgenden Elemente besteht: Cr: 0,1 - 2,0 %, Mo: 0,05 - 1,00 %, Ni: 0,1 - 3,5 %, V: 0,01 - 0,50 %, Ti: 0,01 - 0,40 %, Nb: 0,01 - 0,30 %, Ca: 0,001 - 0,01 %. Der Stahl wird auf 1200 °C für 30 min. gehalten, warmgewalzt oder geschmiedet und an Luft abgekühlt. Aus dem Baustahl gefertigte Elemente lassen sich auf 850 °C erwärmen, härten und bei 600 °C anlassen.
  • 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.
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl besteht demnach 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
    • %Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls
    N: 0,0015 - 0.010 %
    Ni: 0,04 - 2 %
    Ti: 0,005 - 0,1 %
    V: 0,0080 - 0,1 %
    B: 0,0005 - 0,004 %
    Ca: 0,0005 - 0,004 %
    P: ≤ 0,030 %
    S: ≤ 0,005 %
    Al: ≤ 0,05 %
    Cu: ≤ 0,1 %
    Nb: ≤ 0,004 %
    H: ≤ 0,0001 %
    O: ≤ 0,0050 %
    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 0,005 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 Al 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 Al entspricht, dass also gilt:

            %Cr ≥ (%Ni + %Si + %Mn + %S + %Al)/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
    • %Al: jeweiliger Al-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 15 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 Al-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 ressourceschonenderen, 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 cm2/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, 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:
    1. a) Herstellen einer erfindungsgemäß legierten Stahlschmelze, wobei die Stahlherstellung eine Entstickung der Schmelze auf Werte unterhalb 100 ppm N und eine sekundärmetallurgische Ca-Behandlung umfasst;
    2. b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, wobei es sich bei dem Vorprodukt um eine Bramme, eine Dünnbramme oder ein gegossenes Band handelt kann;
    3. 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;
    4. d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Warmwalzanfangstemperatur 900 - 1150 °C und die Warmwalzendtemperatur 780 - 880 °C beträgt;
    5. e) Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine 550 - 680 °C betragende Haspeltemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 50 °C/s;
    6. f) Haspeln des Warmbands bei der Haspeltemperatur zu einem fest gewickelten Coil;
    7. 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
    8. 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.
  • 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 °C 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 °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 Austenitkörner 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 T1", "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.
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     Tabelle 2
    Probe Nr. Stahl T1 T2 T3 CR1 T4 CR2 t1 P F B+M G RA Reh Rm Ag A80
    °C °C/s °C °C/h H Vol.-% MPa %
    W1 S1 1200 1100 840 40 654 12 52 80 20 0 0 0 450 750 15 30
    W2 S1 1200 1100 840 40 646 12 52 90 10 0 0 0 650 950 5 15
    W3 S2 1200 1100 840 40 645 12 52 90 10 0 0 0 250 550 15 30
    W4 S2 1200 1100 840 40 654 12 52 70 30 0 0 0 380 740 8 15
    W5 S3 1200 1100 840 40 650 12 52 48 50 0 1,6 0 340 505 14 29
    W6 S4 1200 1100 840 40 650 12 52 n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a.
    W7 S5 1200 1100 840 40 650 12 52 n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a.
    W8 S6 1200 1100 840 40 650 12 52 n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a. n.a.
    "n.a." = Nicht ausgewertet
    Tabelle 3
    Probe Warm band Stahl T6 t2 CR3 T7 t3 M G RA HV1 Pü50 KBZ K
    °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∗10-7
    H2 W2 S1 860 30 42 230 1 100 0 0 n.a. n.a. n.a. 5,19∗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

Claims (6)

  1. 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
    %Al: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls
    N: 0,0015 - 0,010% Ni: 0,04 - 2% Ti: 0,005 - 0,1 % V: 0,0080 - 0,1 % B: 0,0005 - 0,004 % Ca: 0,0005 - 0,004 % P: ≤ 0,030 % S: ≤ 0,005 % Al: ≤ 0,05 % Cu: ≤ 0,1 % Nb: ≤ 0,004 % H: ≤ 0,0001 % O: ≤ 0,0050 %
    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 grafitfreien Gefüge, das zu mindestens 80 Vol.-% aus Perlit, aus in Summe höchstens 10 Vol.-% Bainit oder Martensit und als Rest aus Ferrit besteht, wobei das Stahlflachprodukt im gebrauchsfertigen ungehärteten Zustand quer zur Walzrichtung gemessen eine Streckgrenze ReH von 450 - 650 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von 750 - 950 MPa aufweist und wobei das Stahlflachprodukt im ungehärteten Zustand eine Gleichmaßdehnung Ag von 5 - 15 % und eine Dehnung A80 von 15 - 30 % aufweist.
  3. Warmgewalztes Stahlflachprodukt, hergestellt aus einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 2, mit einem Gefüge, das im gehärteten Zustand ist und zu mindestens 99 Vol.-% aus Martensit und als Rest aus Restaustenit besteht, wobei die Härte des Stahlflachprodukts im gehärteten Zustand 540 - 600 HV1 beträgt, wobei das Stahlflachprodukt im gehärteten Zustand eine Dauerfestigkeit Pü50 von 220 - 400 MPa besitzt, wobei der Wasserstoffdiffusionskoeffizient des Stahlflachprodukts im gehärteten Zustand 1,5*10-7 cm2/s bis 9*10-7 cm2/s beträgt und wobei die Kerbschlagzähigkeit des Stahlflachprodukts im gehärteten Zustand gemessen quer zur Walzrichtung bei Raumtemperatur mindestens 8 J/cm2 beträgt, wobei diese Parameter gemäß den in der Beschreibung angegebenen Normen gemessen werden.
  4. Verfahren zum Herstellen eines gemäß den Ansprüchen 2 bis 3 ausgebildeten Stahlflachprodukts umfassend mindestens folgende Arbeitsschritte:
    a) Herstellen einer gemäß Anspruch 1 legierten Stahlschmelze, wobei die Stahlherstellung eine Entstickung der Schmelze auf Werte unterhalb 100 ppm N und eine sekundärmetallurgische Ca-Behandlung umfasst;
    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, um ein warmgewalztes Stahlflachprodukt im ungehärteten Zustand mit graphitfreiem Gefüge zu erhalten;
    i) optionales Härten des Stahlflachprodukts oder des aus dem Stahlflachprodukt geformten Bauteils, indem das Stahlflachprodukt oder das jeweilige Bauteil auf eine 830 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur erwärmt, über 3 - 60 min bei der Austenitisierungstemperatur gehalten und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 40 - 250 °C/s abgeschreckt wird;
    j) optionales Durchlaufen einer Anlassbehandlung, bei der das Stahlflachprodukt oder die daraus geformten Bauteile nach dem Härten über eine Dauer von 0,2 - 2 Stunden bei einer 150 - 350 °C betragende Anlasstemperatur gehalten werden.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur 600 - 650 °C beträgt.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühldauer im Arbeitsschritt g) 40 - 120 Stunden beträgt.
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