EP3625046A1 - DREILAGIGER VERSCHLEIßSTAHL ODER SICHERHEITSSTAHL, VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINER KOMPONENTE UND VERWENDUNG - Google Patents

DREILAGIGER VERSCHLEIßSTAHL ODER SICHERHEITSSTAHL, VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINER KOMPONENTE UND VERWENDUNG

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EP3625046A1
EP3625046A1 EP18722028.0A EP18722028A EP3625046A1 EP 3625046 A1 EP3625046 A1 EP 3625046A1 EP 18722028 A EP18722028 A EP 18722028A EP 3625046 A1 EP3625046 A1 EP 3625046A1
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EP
European Patent Office
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steel
optional
wear
weight
safety
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP18722028.0A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Vanessa WOLSKE
Gabriele VIDRICH-FERKEL
Thorsten KRENKE
Rainer FECHTE-HEINEN
Jens-Ulrik Becker
Stefan Myslowicki
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP3625046A1 publication Critical patent/EP3625046A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material

Definitions

  • the invention relates to a three-layer wear steel or safety steel. Furthermore, the invention relates to a method for producing a component of the wear steel or safety steel and a corresponding use.
  • the prior art wear steels and safety steels are hardened to 350 HBW hardness and more for their intended use, and accordingly have high strength in conjunction with limited ductility.
  • the high hardness required of a security steel aims to provide high resistance to penetration by an impacting projectile, with the projectile expanding in diameter after impact, degrading energy and minimizing the penetration depth.
  • the high hardness required for a wear steel aims at a sufficiently high resistance to abrasive wear.
  • the object of the present invention is to provide a wear steel or safety steel with substantially improved properties, which in particular has no or a lower tendency to crack during molding with improved bending ability, and to provide a method for producing a component and a corresponding use.
  • the inventors have found that by providing two cover layers of a softer compared to the core layer steel, wherein the cover layers by at least 20%, in particular by at least 50% lower hardness than the core layer in the cured or tempered state, which cohesively with a core layer of a steel, which in the hardened or tempered state has a hardness> 350 HBW, in particular> 400 HBW, preferably> 450 HBW, preferably> 500 HBW, more preferably> 550 HBW, particularly preferably> 600 HBW three-ply safety steel or wear steel with improved bendability can be provided.
  • the bending radius r (inner radius) critical for comparable monolithic steels which are dependent on the material thicknesses t and are determined by the relationship r / t, can be reduced by at least 10% by the applied cover layers.
  • the hardness of the softer steel is ⁇ 400 HBW, in particular ⁇ 350 HBW, preferably ⁇ 300 HBW, more preferably ⁇ 250 HBW, more preferably ⁇ 200 HBW.
  • the composite material according to the invention is subjected before its intended use of a heat treatment for the purpose of hardening or tempering, wherein the heat treatment is tailored to the core layer.
  • the hardness of the Deklagen is preferably determined in the state after this heat treatment.
  • HBW corresponds to the Brinell hardness and is determined according to DIN EN ISO 6506-1. What the experts understand by "hardening” and “tempering” is regulated in DIN EN 10052: 1993.
  • cover layers function according to the invention only as forming / bending aid and fulfill no function in the subsequent application or during use.
  • a soft steel alone is in principle not suitable for the application considered or for the application considered, since the required functional properties, in particular a high hardness, can not be achieved. Both at a wear as well as an impact load z. B. by bombardment or blowing, the soft steel alloy is substantially penetrated without resisting.
  • a wear steel or safety steel according to the invention must have a core layer whose thickness corresponds to a comparable monolithic steel, in order to ensure a comparable stability in the wear insert or a comparable bombardment resistance.
  • the inventive wear steel or safety steel is designed for the same application with a slightly greater thickness than a comparable monolithic steel, since the cover layers are functionally negligible for the intended use. Investigations have shown that at the same bending radius due to the greater thickness of the wear steel or safety steel according to the invention compared to monolithic steel higher elongation in the edge fiber of the core layer respectively a higher elongation at the transition between the core and cover layer is present, so that an early failure of the hard Core situation was expected, which surprisingly did not occur.
  • cover layers of the composite material according to the invention are removed very quickly, for example, when used in an abrasive environment by contact with abrasive media until the abrasive medium strikes the exposed hard core layer of the wear steel, and then analogously assume the task of a comparable, monolithic wear steel.
  • security steel according to the invention the cover layer remains permanently on the later component, but is penetrated, for example, in the case of fire without or with low resistance, whereby the performance of the component does not change.
  • the safety steel or wear steel may be band, plate or sheet-shaped respectively be fed to the further processing.
  • the core layer has a predominantly martensitic and / or bainitic microstructure. Martensite, tempered martensite and / or bainite (less preferred) is at least 70 area%, in particular at least 80 area%, preferably at least 85 area%, more preferably at least 90 area%, more preferably at least 95 area% before. Due to the manufacturing process, the formation of the less desirable microstructural constituents ferrite, retained austenite, perlite or cementite can not always be reliably avoided. In an alternative embodiment of the core layer, up to 30% by area of more ductile phases such as retained austenite or ferrite may also be deliberately adjusted to increase ductility.
  • the proportion of these phases is preferably set to a maximum of 20 area%, particularly preferably to a maximum of 10 area%.
  • An increased ductility is particularly advantageous if a component of the wear-resistant steel according to the invention also experiences impact wear stress or if a component made of the security steel according to the invention should also be designed to be resistant to impact.
  • a small proportion of not more than 10 area%, particularly preferably not more than 5 area% of cementite and / or perlite can be set in the structure.
  • the high hardness of these phases can be used for example in the wear-resistant steel according to the invention, so that abrasive particles protrude on the surface during abrasive wear, after the surrounding material has been removed by wear. These protruding particles then reduce the effective contact surface between wear steel and abrasives and thus slow down the wear process.
  • the core layer is in addition to Fe and production inevitable
  • C is a strength-increasing alloying element and contributes to the increase in hardness to increase the hardness by either dissolved as an interstitial atom in austenite and the cooling contributes to the formation of harder martensite or forms with Fe, Cr, Ti, Nb, V or W carbides, the on the one hand harder than the surrounding matrix can be or at least distort it so that the hardness of the matrix increases.
  • C is therefore present at levels of at least 0.1% by weight, in particular of at least 0.15% by weight, preferably of at least 0.2% by weight, in order to achieve or set the desired hardness.
  • the brittleness increases, so that the content to a maximum of 0.6 wt .-%, in particular at most 0.55 wt .-%, preferably at most 0.5 wt .-%, more preferably at most 0.45 wt .-%, particularly preferably not more than 0.4 wt .-% is limited in order not to adversely affect the material properties, in particular the ductility, and to ensure sufficient weldability.
  • N can be used as an alloying element, optionally with a minimum content of 0.003 wt .-% with similar effect as C, because its ability to nitride has a positive effect on the strength.
  • Al aluminum nitrides are formed which enhance nucleation and impede grain growth.
  • nitrogen increases the hardness of the martensite formed during curing.
  • the nitrogen content for the melt analysis is limited to ⁇ 0.01% by weight.
  • the optional alloying element Boron this is bound by nitrogen, if the aluminum or titanium content is not high enough.
  • Si is an alloying element that contributes to solid solution hardening and, depending on the content, has a positive effect in increasing the hardness, so that optionally a content of at least 0.05% by weight is present. At lower levels, the effectiveness of Si is not clearly detectable, but Si also does not adversely affect the properties of the steel. Will that Adding too much silicon to steel has a negative impact on weldability, ductility and toughness properties.
  • the alloying element is limited to at most 1.5% by weight, more preferably at most 0.9% by weight, to ensure sufficient rolling, and moreover, it is preferably limited to at most 0.5% by weight in order to obtain the To prevent the formation of Rotzunder safely, which can reduce in too large proportions the adhesion in the composite at the boundary layer between core layer and top layer.
  • Si can be used for deoxidizing the steel, if the use of AI, for example, should be avoided to prevent unwanted setting z. B. of N to avoid.
  • Mn is an alloying element which contributes to hardenability and is used in particular for setting S to MnS so that a content of at least 0.1 wt.%, In particular at least 0.3 wt.%, Is present. Manganese reduces the critical cooling rate, increasing hardenability.
  • the alloying element is at most 2.5 wt .-%, in particular at most 1.9 wt .-%, to ensure sufficient weldability and a good forming behavior.
  • Mn has a strong segregating effect and is therefore preferably limited to a maximum of 1.5% by weight.
  • Al contributes in particular to the deoxidation, which is why optionally a content of at least 0.01 wt .-%, in particular at least 0.015 wt .-% is set.
  • the alloying element is limited to a maximum of 2.0 wt .-%, in particular a maximum of 1.0 wt .-% to ensure the best possible pourability, preferably at most 0.5 wt .-%, more preferably at most 0, 1 wt .-% in order to substantially reduce and / or avoid undesired precipitations in the material, in particular in the form of non-metallic oxidic inclusions, which may adversely affect the material properties.
  • the content is adjusted between 0.02 and 0.06 wt .-%.
  • AI can also be used to bind the nitrogen present in the steel, so that the optionally added boron can develop its strength-increasing effect.
  • aluminum of more than 1.0% by weight to 2.0% by weight can be alloyed in a targeted manner in order to at least partially compensate for the weight increase of the additional cover layer to be applied by reducing the density.
  • Cr may also contribute, as an optional alloying element, to the setting of the strength, in particular to a positive effect on the hardenability, with a content in particular of at least 0.05% by weight.
  • Cr can be used alone or in combination with other elements as carbide formers. Because of the positive effect on the toughness of the material the Cr content can preferably be adjusted to at least 0.1% by weight, more preferably to at least 0.2% by weight.
  • the alloying element is limited to a maximum of 1.5% by weight, in particular a maximum of 1.2% by weight, preferably a maximum of 1.0% by weight, in order to ensure sufficient weldability.
  • B as an optional alloying element in atomic form, retards the microstructure transformation to ferritin / bainite and improves the hardenability and strength, in particular when N is bound by strong nitride formers such as Al or Nb, and can be used with a content in particular of at least 0.0001% by weight. % to be available.
  • the alloying element is limited to a maximum of 0.01% by weight, in particular to a maximum of 0.005% by weight, since higher contents may adversely affect the material properties, in particular based on the ductility at grain boundaries, and a reduction in hardness and / or Strength would result.
  • Ti, Nb, V and / or W can be alloyed as optional alloying elements singly or in combination for grain refining, moreover, Ti can be used for setting N. Above all, however, these elements can be used as micro-alloying elements to form strengthening carbides, nitrides and / or carbonitrides. To ensure their effectiveness Ti, Nb, V and / or W can be used at levels of at least 0.005 wt .-%. For complete setting of N, the content of Ti should be at least 3.42 * N.
  • the alloying elements are limited in combination to a maximum of 0.2 wt .-%, in particular at most 0, 15 wt .-%, preferably at most 0, 1 wt .-%, since higher contents adversely affect the material properties, in particular adversely on the Toughness of the material.
  • Mo can optionally be added to increase the strength and improve the through-hardenability. Furthermore, Mo has a positive effect on the toughness properties. Mo can be used as a carbide former to increase the yield strength and improve toughness. In order to ensure the effectiveness of these effects, a content of at least 0.1% by weight, preferably at least 0.2% by weight, is required. For reasons of cost, the maximum content is limited to 1% by weight, preferably 0.7% by weight.
  • Cu as an optional alloying element can contribute to a hardness increase at a level of from 0.05% to 0.5% by weight by precipitation hardening.
  • P is an iron companion, which has a strong toughening effect and is one of the undesirable accompanying elements in wear or safety steels. In order to use its strength-increasing effect, it can optionally be alloyed with contents of at least 0.005% by weight. P can lead to strong segregation due to its low diffusion rate during solidification of the melt. For these reasons, the element is set to max. 0, 15 wt .-%, in particular a maximum of 0.06 wt .-%, preferably a maximum of 0.03 wt .-% limited.
  • S has a strong tendency to segregation in steel and forms undesirable FeS, which is why it must be set by Mn.
  • the S content is therefore limited to a maximum of 0.03% by weight, in particular 0.02% by weight, preferably 0.01% by weight, particularly preferably 0.005% by weight.
  • Ca may optionally be added to the melt as a desulfurizing agent and for selective sulphide imparting in amounts of up to 0.015% by weight, preferably up to 0.005% by weight, which leads to an altered plasticity of the sulphides in the hot rolling.
  • the addition of calcium preferably also improves the cold forming behavior. The effects described are effective from 0.0015% by weight, and therefore this limit is chosen to be minimum when Ca is used.
  • Ni which can optionally be alloyed up to a maximum of 5.0% by weight, positively influences the deformability of the material. By reducing the critical cooling rate, nickel also increases through-cure and throughput.
  • a content of at least 0.2 wt .-% is alloyed.
  • Sn, As and / or Co are alloying elements which, individually or in combination, can be counted as impurities if they are not deliberately alloyed to set specific properties.
  • the contents are limited to a maximum of 0.05% by weight of Sn, to a maximum of 0.02% by weight of Co, to a maximum of 0.02% by weight of As.
  • oxide deposits in particular on the separating layer between core and cover layer, prevent the diffusion between the deliberately differently alloyed steels. hinders, as described for example in the document DE 10 2016 204 567.9.
  • the maximum content of oxygen is given as 0.005% by weight, preferably 0.002% by weight.
  • the element hydrogen is therefore reduced to a content of not more than 0.001% by weight, in particular not more than 0.0006% by weight, preferably not more than 0.0004% by weight, more preferably not more than 0.0002% by weight.
  • the cover layers for providing the bending / forming aid consist of a soft, ductile steel, which can be easily reshaped and in particular has a high elongation at break.
  • the steel for the cover layers is selected so that it has the lowest possible hardenability.
  • Steels are alloyed so that in particular nitrogen and carbon are completely bonded by elements such as Ti, Nb, V, W and / or Cr.
  • Mn 0.05 to 2.5%
  • the optional alloying elements N, Si, Mn, Al, Cr, B, Ti, Nb, V, W, Mo, Cu, P, Ca, Ni may alternatively also be present as an impurity at lower levels.
  • the cover layer C is limited as an alloying element to a maximum of 0, 15 wt .-%, in particular at most 0, 10 wt .-%, preferably at most 0.06 wt .-%.
  • the topsheet is ULC steels in which the maximum carbon content is limited to 0.03 wt%.
  • IF steels are used as the cover layer, for which a C content of not more than 0.01% by weight is specified.
  • a maximum content of 0.005 wt .-%, particularly preferably 0.003 wt .-% is preferably set. Due to the process, a minimal content of C can not be economically avoided. Therefore, the lower limit for the C content is given as 0.001 wt%.
  • N also increases the hardenability of the steel as an optional alloying element in dissolved form, but can optionally also be used specifically for nitride or carbonitride formation with Al, B, Ti, Nb, V, W, Cr and / or Mo.
  • nitrogen content is limited to a maximum of 0.01 wt .-%, preferably 0.005 wt .-%. Due to the process, a minimal content of N can not be economically avoided. Therefore, the optional lower limit for the N content is given as 0.001 wt%.
  • Si, Mn, P, Mo, Cr, Cu and Ni are optional alloying elements that can be used in an alternative embodiment of the inventive concept to increase the strength of the cover layer to reduce the hardness difference between the core layer and cover layer and the durability of the cover layer z , B. to increase against abrasive wear.
  • Mn also serves to bind S to MnS.
  • Al can be used optionally for deoxidation, wherein a content of at least 0.005 wt .-%, in particular with 0.01 wt .-% may be present.
  • the content is limited to a maximum of 0.5 wt .-%, especially at most 0, 1 wt .-%, preferably at most 0.05 wt .-%, so as not to adversely affect the material properties.
  • B may optionally contribute to hardenability as an alloying element in a less preferred embodiment of the present invention, especially when N is set and may be present at a level in particular of at least 0.0001% by weight, preferably 0.0005% by weight, particularly preferably 0.0010% by weight.
  • the alloying element is at most 0.01 wt .-%, in particular to a maximum of 0.005 wt .-%, since higher contents have an adverse effect on the material properties and lead to excessive unwanted hardening of the cover layer.
  • Ti, Nb, V, W, Cr and Mo can be alloyed as alloying elements singly or in combination for grain sizeening and / or C and N setting, the use of Ti, Nb and V preferably being preferred for cost reasons becomes.
  • Ti, Nb and / or V can be used at levels of at least 0.001 wt .-%, preferably 0.005 wt .-%, particularly preferably 0.01 wt .-%.
  • the stoichiometry sets the contents of Ti, Nb, V, W, Cr and Mo such that
  • the alloying elements Ti, Nb, V and W are limited in combination to a maximum of 0.3% by weight, in particular not more than 0.2% by weight Ti + Nb + V + W is limited to a maximum of 0.15% by weight, particularly preferably 0.1% by weight, since higher contents have a disadvantageous effect on the material properties, in particular on the toughness of the material optional alloying elements Cr and Mo have already been given above.
  • S has a strong tendency to segregation in steel and forms undesirable FeS, which is why it must be set by Mn.
  • the S content is therefore limited to a maximum of 0.03% by weight, in particular 0.02% by weight, preferably 0.01% by weight, particularly preferably 0.005% by weight.
  • the melt may optionally be added to the melt as desulfurizing agent and for selective sulphide-influencing in amounts of up to 0.015% by weight, in particular up to 0.005% by weight, which leads to an altered plasticity of the sulphides in the hot rolling.
  • the addition of calcium preferably also improves the cold forming behavior. The described effects are effective from 0.0015% by weight, therefore this limit is chosen as minimum with optional use of Ca.
  • Sn, As and / or Co are alloying elements, individually or in combination, if they are not specifically added to set specific properties, to the impurities can be counted.
  • the contents are limited to a maximum of 0.05% by weight of Sn, to a maximum of 0.02% by weight of As, to a maximum of 0.02% by weight of Co.
  • 0 is usually undesirable, but may also be beneficial in the lowest levels in the present invention, since oxide occupations particularly on the interface between the core and cover layer hinders the diffusion between the deliberately differently alloyed steels, such as in the document DE 10 2016 204 567.9 described.
  • the maximum content of oxygen is given as 0.005% by weight, preferably 0.002% by weight.
  • the element hydrogen is therefore reduced to a content of not more than 0.001% by weight, in particular not more than 0.0006% by weight, preferably not more than 0.0004% by weight, more preferably not more than 0.0002% by weight.
  • All mentioned optional alloying elements can be present in contents below the specified minimum value as impurities without disturbing effect in the cover layer of the wear or security steels according to the invention.
  • unalloyed steels, low-alloyed steels, microalloyed steels or IF steels can be used as exemplary representatives for the cover layers of both the wear-resistant steel according to the invention and the safety steel according to the invention.
  • the cover layers of the soft, ductile steel each have a material thickness between 1% and 12%, in particular between 2% and 10%, preferably between 3% and 8%, particularly preferably 3% and 6% per Page related to the total material thickness of the wear steel or safety steel.
  • the total material thickness is between 2.0 and 40.0 mm, in particular between 3.0 and 30.0 mm and preferably between 6.0 and 20.0 mm.
  • the wear steel or safety steel may have a symmetrical or asymmetrical structure in relation to the specified outer layer portions.
  • the wear or safety steel on one or both sides of a metallic corrosion protection coating in particular based on zinc.
  • a metallic corrosion protection coating in particular based on zinc.
  • the wear steel or safety steel depending on the design one or both sides. provided with an electrolytic zinc coating.
  • the performance of an electrolytic coating has the advantage that the properties, in particular of the core layer, are not adversely affected, in particular by thermal influences, as occur, for example, when a hot dip coating is carried out.
  • the wear steel or safety steel can be provided on one or both sides with an organic coating, preferably with a lacquer. As a result, wear steels or safety steels with improved appearance of lacquer can be provided.
  • the wear steel or safety steel is produced by means of plating, in particular roll cladding or by casting.
  • the wear-resistant steel or safety steel according to the invention is preferably produced by means of hot-roll cladding, as described, for example, in German Patent DE 10 2005 006 606 B3. Reference is made to this patent application, the content of which is hereby incorporated by reference in this application, wherein the production step of the hasp to a coil is to be regarded as an optional process step.
  • the method for producing the composite material according to the invention in particular for thicknesses from about 10 mm, this takes place completely in plate or sheet form.
  • An additional contribution to the delay of crack initiation can be achieved by the diffusion of core layer and cover layers, which takes place in the hot layer cladding, since a kind of edge decarburization in the core layer takes place in the boundary layer region of the core layer as a result of the migration of the carbon from the core layer into the cover layers, whereby locally a comparison is achieved to the remaining area of the core layer more ductile area arises. Due to the diffusion processes, there is also a substantially continuous and no sudden transition of the material properties (hardness / strength) between the core layer and the cover layers.
  • the cover layers in the hot state advantageously have a reduced resistance to deformation compared to the core layer due to the higher ductility, so that they deform during hot roll plating respectively hot rolling in the direction of the core layer and thus in particular production-related defects, such as air pockets between the layers can close by the rolling assembly.
  • This is especially advantageous for later use or use, so that it can not come in the case of wear and tear to outbreaks or in the case of impact stress to unwanted shock wave due to the defects.
  • the wear steel or safety steel of the present invention may be produced by casting, and a possibility for its production is disclosed in Japanese Patent Laid-Open Publication JP-A 03 133 630.
  • Metallic composite fabrication is generally known in the art.
  • the accelerated cooling takes place in a preferred embodiment, directly after the hot roll plating or hot rolling without prior cooling from the rolling heat.
  • the cooling is terminated at a temperature below the martensite start temperature Ms of the core layer, preferably below the martensite finish temperature of Mf of the core layer, more preferably at most 100 ° C above room temperature.
  • the curing may also take place as follows: after hot rolling, the material initially cools to temperatures below 500 ° C., in order to avoid undesired effects such as grain growth or coarsening of precipitates.
  • the cooling can take place both in the coil or as a plate in air and by exposure to a cooling medium such as water or oil.
  • a cooling medium such as water or oil.
  • cooling to below 100 ° C. is preferred, more preferably to a temperature close to room temperature.
  • the composite material is at least partially austenitized and heated to a temperature at least above A cl of the core layer.
  • a complete austenitization and a corresponding heating to at least A c3 of the core layer are carried out.
  • the austenitizing temperature is limited to a maximum of 1100 ° C, to avoid unwanted Austenitkorn growth preferably to a maximum (Ac3 + 200 ° C), particularly preferably to a maximum (Ac3 + 100 ° C), wherein A c3 refers to the core layer ,
  • the material composite for curing is accelerated to a temperature of less than 500 ° C., preferably less than 300 ° C., more preferably less than 100 ° C.
  • a temperature of less than 500 ° C. preferably less than 300 ° C., more preferably less than 100 ° C.
  • the methods for tempering treatment correspond to the usual procedures disclosed in the prior art for single-layer materials for an alloy concept which corresponds to the respective core layer of the composite material according to the invention.
  • the material composite can optionally be rolled up into a coil for logistical reasons and then rewound in preparation for the next production step.
  • the invention relates to a method for producing a component having a ballistic protective effect, wherein a security steel according to the invention is cold-formed. Since the cover layers of the security steel according to the invention are particularly readily deformable, optimum bending properties, in particular in the edge fiber, are present, and the security steel according to the invention can be formed with a smaller bending radius than a monolithic security steel having the same composition.
  • the manufactured component is used to protect living beings in vehicles or buildings.
  • the invention relates to a method for producing a component which is to be exposed to high abrasive wear, wherein a wear-resistant steel according to the invention is cold-formed. Since the cover layers of the security steel according to the invention are particularly well deformable, optimum bending properties are present and the wear steel according to the invention can be formed with a smaller bending radius than a monolithic wear steel having the same composition.
  • the manufactured component is used in construction, agricultural, mining or transport machines, especially in dump trucks.
  • Figure 1 shows a schematic section through a wear steel according to the invention respectively safety steel.
  • the three-layer wear steel or safety steel (1) according to the invention comprises a core layer (1.1) made of a steel which, when hardened or tempered, has a hardness> 350 HBW, in particular> 400 HBW, preferably> 500 HBW, more preferably> 550 HBW, more preferably> 600 HBW and two cohesively bonded to the core layer (1.1) cover layers (1.2) made of a softer steel, wherein the cover layers (1.2) have at least 20% lower hardness than the core layer (1.1) in the cured or tempered state, with a hardness ⁇ 400 HBW, in particular ⁇ 350 HBW, preferably ⁇ 300 HBW, particularly preferably ⁇ 250 HBW, further preferred given ⁇ 200 HBW.
  • the wear steel or safety steel (1) can have a metallic corrosion protection coating (1.3) on both sides.
  • the core layer (1.1) is in addition to Fe and production-related unavoidable impurities in wt .-% of
  • the cover layers (1.2) consist of Fe and production-related unavoidable impurities in% by weight
  • Mn 0.05 to 2.5%
  • the material thickness of the cover layers (1.2) can be between 1% and 12%, in particular between 2% and 10%, preferably between 3% and 8% per side based on the total material thickness of the wear steel or safety steel (1).
  • a security steel according to the invention and a wear steel according to the invention were produced by means of hot-rolled cladding, each of which had a three-layer material composite.
  • the top layers used were each a micro-alloyed steel designated S315MC or an IF steel designated DC05, and the core layer was a steel designated XAR®500 or XAR®600 for the production of wear steel and a steel designated SECURE500 or SECU-RE600 or SECURE 650 used for the production of safety steel.
  • the cover layers each had a material thickness of 10% per side based on the total material thickness of the wear steel, whereas the material thicknesses of the cover layers of the safety steel each amounted to 5% per side based on the total material thickness of the safety steel. Both the safety steel and the wear-resistant steel were combined with all specified variants of the cover layer in all specified variants of the core layer.
  • Sheet metal blanks having two cover layers and a core layer arranged therebetween were stacked on top of each other, which were connected to one another in a cohesive manner at least in regions along their edges, preferably by means of welding.
  • the precoat was brought to a temperature> 1100 ° C and hot rolled in several steps to a composite material with a total material thickness of 6 mm.
  • the material composite was then coated on both sides with a zinc-based coating a layer thickness of 20 ⁇ electrolytically coated.
  • the layer thicknesses can be between 5 and 30 ⁇ .
  • All boards which had a size of 6000 mm ⁇ 1200 mm, were heated to austenitizing temperature, in particular above A c3 based on the core layer in an oven for about 180 minutes and soaked and were then to adjust the desired hardness in the Core situation deterred. Before quenching, the boards were clamped in a cooling unit, a so-called quette, to ensure a substantially distortion-free thermal treatment. The quenching was carried out by exposure to water. Other liquid media for deterrence are also usable. The cooling rates in the core of the composite were controlled by previously introduced thermocouples and were> 20 K / s.
  • the core layers of the security steel according to the invention and the wear-resistant steel according to the invention had a structure of predominantly martensite and / or bainite, in particular substantially martensite.
  • cover layers in the case of the top layer S315MC, a mixed structure with proportions of ferrite, bainite and partly martensite has been established.
  • cover layer DC05 In the case of the cover layer DC05, a substantially ferritic microstructure with small amounts of bainite and / or martensite was observed, which is attributed to carbon diffusion from the core layer.
  • the monolithic reference steels had comparable properties to the corresponding core layers with the same composition.
  • the critical bending radius r of the monolithic SECURE 500 safety steel with the DC05 support material was determined to be approximately 30 mm, with narrower bending radii leading to surface cracking in the bending area
  • the critical bending radius r for the monolithic wear steel XAR 500 with the bearing material DC05 was determined to be about 23.5 mm, while smaller bending radii resulted in cracking of the surface in the bending region even with monolithic wear steel 21 mm, bending radii could be implemented without difficulty in the inventive wear steel
  • the possibility of implementing a smaller bending radius is greater in the case of the wear steel according to the invention in comparison to the safety steel according to the invention, which is the result of the slight ig greater material thickness of the top layers is owed.
  • a reduction of the critical bending radius in the case of wear steels and safety steels according to the invention in comparison to monolithic reference steels with the same properties is accompanied by a slight increase
  • the wear steel or safety steel according to the invention can also be formed from a tailored product, for example a tailored blank and / or tailored roiled blank.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen dreilagigen Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Komponente aus dem Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl sowie eine entsprechende Verwendung.

Description

Dreilagiger Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl, Verfahren zur Herstellung einer Komponente und Verwendung
Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft einen dreilagigen Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Komponente aus dem Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl sowie eine entsprechende Verwendung.
Technischer Hintergrund
Die aus dem Stand der Technik bekannten Verschleißstähle und Sicherheitsstähle sind für ihren Einsatzzweck auf Härten von 350 HBW und mehr gehärtet und weisen dementsprechend eine hohe Festigkeit in Verbindung mit einer eingeschränkten Duktilität auf. Die bei einem Sicherheitsstahl erforderliche hohe Härte zielt auf einen hohen Eindringwiderstand gegenüber einem auftreffenden Geschoss ab, wobei sich das Geschoss nach dem Aufprall in seinem Durchmesser aufweitet, wodurch Energie abgebaut und die Eindringtiefe minimiert wird. Die bei einem Verschleißstahl erforderliche hohe Härte zielt auf einen ausreichend hohen Widerstand gegen abrasiven Verschleiß ab.
Verschleißstähle und Sicherheitsstähle mit einer hohen Härte sind in der Regel nur bedingt umformbar und weisen beispielsweise bei einer Härte von 500 HB ein minimales Biegeverhältnis von ca. r/t=6 auf, wobei r beim Biegen des Stahls dem Innenradius des gebogenen Teils und t der Materialdicke des Stahls/Teils entsprechen. Mit zunehmender Härte verschlechtert sich die Biegefähigkeit des Stahls und ein Biegeverhältnis r/t<6 ist nicht möglich und dadurch ist die Weiterverarbeitung des Stahls insbesondere zu Komponenten (Bauteilen) in hohem Maße beeinträchtigt respektive beschränkt. Bei konventionellen, monolithischen Verschleiß- und Sicherheitsstählen mit hohen Härten führt ein Biegeverhältnis r/t=6 zu einer Dehnung der Randfaser von ca. 10%, so dass die typische Bruchdehnung bei gattungsgemäßen Stählen, die bei A80 < 10% liegt, lokal bereits überschritten ist. Dadurch kann nicht ausgeschlossen werden, dass beim Formen/Umformen des Stahls abhängig von der herzustellenden Geometrie respektive Komplexität bzw. bei einer weiteren Belastung Mikrorisse/Risse bzw. Anrisse in der Oberfläche bzw. im oberflächennahen Bereich des Stahls entstehen, die aufgrund der geringen Duktilität sogar zu einem vollständigen Bauteilversagen führen können. Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl mit im Wesentlichen verbesserten Eigenschaften bereitzustellen, welcher insbesondere keine bzw. eine geringere Rissneigung beim Formen bei verbesserter Biegefähigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zur Herstellung einer Komponente und eine entsprechende Verwendung anzugeben.
Gelöst wird diese Aufgabe durch ein Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl mit den Merkmalen des Patentanspruchs l.
Die Erfinder haben festgestellt, dass durch das Vorsehen zweier Decklagen aus einem im Vergleich zur Kernlage weicheren Stahl, wobei die Decklagen eine um mindestens 20%, insbesondere um mindestens 50%, geringere Härte aufweisen als die Kernlage im gehärteten oder vergüteten Zustand, welche stoffschlüssig mit einer Kernlage aus einem Stahl, der im gehärteten oder vergüteten Zustand eine Härte > 350 HBW, insbesondere > 400 HBW, vorzugsweise > 450 HBW, bevorzugt > 500 HBW, weiter bevorzugt > 550 HBW, besonders bevorzugt > 600 HBW aufweist, verbunden ist, ein dreilagiger Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl mit verbesserter Biegefähigkeit bereitgestellt werden kann. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass die bei vergleichbaren monolithischen Stählen kritischen Biegeraden r (Innenradius), die abhängig von den Materialdicken t sind und durch die Beziehung r/t ermittelt werden, durch die aufgebrachten Decklagen um mindestens 10% verringert werden können. Die Härte des weicheren Stahls beträgt < 400 HBW, insbesondere < 350 HBW, vorzugsweise < 300 HBW, besonders bevorzugt < 250 HBW, weiter bevorzugt < 200 HBW. Der erfindungsgemäße Werkstoffverbund wird vor seinem bestimmungsgemäßen Einsatz einer Wärmebehandlung zwecks Härten oder Vergüten unterzogen, wobei die Wärmebehandlung auf die Kernlage abgestimmt ist. Die Härte der Deklagen wird bevorzugt im Zustand nach dieser Wärmbehandlung bestimmt.
HBW entspricht der Brinellhärte und wird gemäß DIN EN ISO 6506-1 ermittelt. Was die Fachwelt unter„Härten" und„Vergüten" versteht, ist in der DIN EN 10052: 1993 geregelt.
Die Decklagen fungieren erfindungsgemäß lediglich als Umform-/Biegehilfe und erfüllen bei der späteren Anwendung bzw. beim Einsatz keine Funktion. Ein weicher Stahl allein ist für die betrachtete Anwendung bzw. für den betrachteten Einsatz prinzipiell nicht geeignet, da die geforderten Funktionseigenschaften, insbesondere eine hohe Härte nicht erreicht werden können. Sowohl bei einer Verschleiß- wie auch bei einer Impactbelastung z. B. durch Beschuss oder Ansprengung wird die weiche Stahllegierung im Wesentlichen penetriert, ohne Widerstand zu leisten. Ein erfindungsgemäßer Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl muss eine Kernlage aufweisen, deren Dicke einem vergleichbaren monolithischen Stahls entspricht, um eine vergleichbare Standfestigkeit im Verschleißeinsatz bzw. einen vergleichbaren Beschuss- widerstand zu gewährleisten. Der erfindungsgemäße Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl wird für die gleiche Anwendung mit einer geringfügig größeren Dicke als ein vergleichbarer monolithischer Stahl ausgelegt, da die Decklagen funktional für die bestimmungsgemäße Anwendung zu vernachlässigen sind. Untersuchungen haben gezeigt, dass bei gleichem Biegeradius aufgrund der größeren Dicke des erfindungsgemäßen Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls im Vergleich zum monolithischen Stahl eine höhere Dehnung in der Randfaser der Kernlage respektive eine höhere Dehnung am Übergang zwischen Kern- und Decklage vorliegt, so dass ein frühes Versagen der harten Kernlage erwartet wurde, welches überraschender Weise nicht eintrat.
Eine Erklärung dafür ist, dass aufgrund der geringeren Härte, der im Wesentlichen höheren Duktilität und geringeren Streckgrenze der Decklagen im Vergleich zur Kernlage die Decklagen beim Biegen bereits mit einer plastischen Verformung reagieren, bevor die Kernlage ihre Streckgrenze erreicht. Durch das Plastifizieren der Decklagen werden insbesondere Spannungsspitzen abgebaut, die aufgrund der prozessbedingten Oberflächenrauheit bei einem monolithischen, harten Stahl bereits zum Versagen geführt hätten. Eine typische Rissinitiie- rung an lokalen, rauheitsbedingten Mikrokerben wird durch die Decklagen vermieden, wobei erreichbare Biegeradien im oben beschriebenen Maße verringert werden können.
Die Decklagen des erfindungsgemäßen Werkstoffverbundes werden beispielsweise beim Einsatz in einem abrasiven Umfeld durch Kontakt mit abrasiven Medien sehr schnell abgetragen, bis das abrasive Medium auf die freigelegte harte Kernlage des Verschleißstahls trifft, um dann analog die Aufgabe eines vergleichbaren, monolithischen Verschleißstahls zu übernehmen. Beim erfindungsgemäßen Sicherheitsstahl verbleibt die Decklage dauerhaft am späteren Bauteil, wird aber beispielsweise im Beschussfall ohne bzw. mit geringem Widerstand penetriert, wodurch sich die Performance des Bauteils nicht ändert.
Der Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl kann band-, platten- oder blechförmig ausgeführt sein respektive der Weiterverarbeitung zugeführt werden.
Die Kernlage weist eine überwiegend martensitische und/oder bainitische Gefügestruktur auf. Martensit, angelassener Martensit und/oder Bainit (weniger bevorzugt) liegt mit mindestens 70 Flächen-%, insbesondere mindestens 80 Flächen-%, vorzugsweise mindestens 85 Flächen-%, weiter bevorzugt mindestens 90 Flächen-%, besonders bevorzugt mindestens 95 Flächen-% vor. Herstellungsbedingt kann das Entstehen der weniger erwünschten Gefügebestandteile Ferrit, Restaustenit, Perlit oder Zementit nicht immer sicher vermieden werden. In einer alternativen Ausführung der Kernlage können bis zu 30 Flächen-% duktilerer Phasen wie Restaustenit oder Ferrit auch bewusst eingestellt werden, um die Duktilität zu erhöhen. Um den damit verbundenen Härteverlust möglichst gering einzustellen, wird der Anteil dieser Phasen bevorzugt auf maximal 20 Flächen-%, besonders bevorzugt auf maximal 10 Flächen-% eingestellt. Eine erhöhte Duktilität ist besonders dann von Vorteil, wenn ein Bauteil aus dem erfindungsgemäßen Verschleißstahl auch Prallverschleiß-Belastung erfährt oder wenn ein Bauteil aus dem erfindungsgemäßen Sicherheitsstahl auch gegen Ansprengung ausgelegt sein soll. In einer weiteren alternativen Ausführung kann im Gefüge ein geringer Anteil von maximal 10 Flächen-%, besonders bevorzugt maximal 5 Flächen-% von Zementit und/oder Perlit eingestellt werden. Die hohe Härte dieser Phasen kann beispielsweise im erfindungsgemäßen Verschleißstahl eingesetzt werden, damit bei abrasivem Verschleiß harte Partikel an der Oberfläche hervorstehen, nachdem das umgebende Material durch Verschleiß abgetragen wurde. Diese hervorstehenden Partikel verringern dann die effektive Kontaktfläche zwischen Verschleißstahl und Abrasivgut und verlangsamen so den Verschleißverlauf.
Erfidnungsgemäß besteht die Kernlage neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren
Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0, 1 bis 0,6 %,
optional N: 0,003 bis 0,01 %
optional Si: 0,05 bis 1,5 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional AI: 0,01 bis 2,0 %,
optional Cr: 0,05 bis 1,5 %,
optional B: 0,0001 bis 0,01 %,
optional eines oder mehrere aus der Gruppe Nb, Ti, V und W: in Summe von 0,005 bis 0,2 %, optional Mo: 0, 1 bis 1,0 %,
optional Cu: von 0,05 bis 0,5 %,
optional P: von 0,005 bis 0, 15 %,
S: bis 0,03 %,
optional Ca: 0,0015 bis 0,015 %,
optional Ni: von 0, 1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %, As: bis 0,02 %,
Co: bis 0,02 %,
0: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %,
wobei die als optional angegebenen Legierungselemente N, Si, AI, Cr, B, Ti, Nb, V, W, Mo, Cu, P, Ca, Ni alternativ auch als Verunreinigung in geringeren Gehalten vorliegen können.
C ist ein festigkeitssteigerndes Legierungselement und trägt mit zunehmendem Gehalt zur Härtesteigerung bei, indem es entweder als interstitielles Atom im Austenit gelöst vorliegt und bei der Abkühlung zur Bildung härteren Martensits beiträgt oder mit Fe, Cr, Ti, Nb, V oder W Karbide bildet, die einerseits härter als die umgebende Matrix sein können oder diese zumindest so verzerren können, dass die Härte der Matrix steigt. C ist daher mit Gehalten von mindestens 0, 1 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0, 15 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,2 Gew.-% vorhanden, um die gewünschte Härte zu erreichen bzw. einzustellen. Mit höherer Härte nimmt auch die Sprödigkeit zu, so dass der Gehalt auf maximal 0,6 Gew.-%, insbesondere maximal 0,55 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,5 Gew.-%, weiter bevorzugt maximal 0,45 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 0,4 Gew.-% beschränkt ist, um die Werkstoffeigenschaften, insbesondere die Duktilität, nicht negativ zu beeinflussen und eine ausreichende Schweißbarkeit sicherzustellen.
N kann als Legierungselement, optional mit einem Mindestgehalt von 0,003 Gew.-% mit ähnlicher Wirkung wie C eingesetzt werden, denn seine Fähigkeit zur Nitridbildung wirkt sich positiv auf die Festigkeit aus. Bei Anwesenheit von AI bilden sich Aluminiumnitride, die die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern. Zudem erhöht Stickstoff die Härte des gebildeten Martensits bei der Härtung. Der Stickstoffgehalt für die Schmelzenanalyse ist auf < 0,01 Gew.-% begrenzt. Bevorzugt wird ein maximaler Gehalt von 0,008 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,006 Gew.-% um die unerwünschte Bildung grober Titannitride zu vermeiden, die sich negativ auf die Zähigkeit auswirken würden. Zudem wird bei Einsatz des optionalen Legierungselements Bor dieses von Stickstoff abgebunden, falls der Aluminium- oder Titangehalt nicht hoch genug ist.
Si ist ein Legierungselement, das zur Mischkristallhärtung beiträgt und wirkt sich je nach Gehalt positiv in einer Härtesteigerung aus, so dass optional ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% vorhanden ist. Bei geringeren Gehalten ist eine Wirksamkeit von Si nicht klar nachweisbar, Si wirkt aber auch nicht negativ auf die Eigenschaften des Stahls aus. Wird dem Stahl zu viel Silizium zugegeben, hat dies einen negativen Einfluss auf die Schweißbarkeit, das Verformungsvermögen und die Zähigkeitseigenschaften. Daher ist das Legierungselement ist auf maximal 1,5 Gew.-%, insbesondere maximal 0,9 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Walzbarkeit sicherzustellen, und wird darüber hinaus vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-% beschränkt, um die Bildung von Rotzunder sicher zu vermeiden, welcher in zu großen Anteilen die Haftung im Verbund an der Grenzschicht zwischen Kernlage und Decklage verringern kann. Zudem kann Si zur Desoxidation des Stahls verwendet werden, falls der Einsatz von AI beispielsweise vermieden werden soll, um eine unerwünschte Abbindung z. B. von N zu vermeiden.
Mn ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt, und wird insbesondere zum Abbinden von S zu MnS eingesetzt, so dass ein Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,3 Gew.-% vorhanden ist. Mangan setzt die kritische Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Das Legierungselement ist auf maximal 2,5 Gew.-%, insbesondere maximal 1,9 Gew.-%, um eine ausreichende Schweißbarkeit und ein gutes Umformverhalten sicherzustellen. Zudem wirkt Mn stark seigernd und ist daher vorzugsweise maximal 1,5 Gew.-% beschränkt.
AI trägt insbesondere zur Desoxidation bei, weshalb optional ein Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% eingestellt wird. Das Legierungselement ist auf maximal 2,0 Gew.-%, insbesondere maximal 1,0 Gew.-% zur Gewährleistung einer möglichst guten Vergießbarkeit, vorzugsweise maximal 0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 0, 1 Gew.-% beschränkt, um unerwünschte Ausscheidungen im Werkstoff insbesondere in Form von nichtmetallischen oxidischen Einschlüssen im Wesentlichen zu reduzieren und/oder zu vermeiden, welche die Werkstoffeigenschaften negativ beeinflussen können. Beispielsweise ist der Gehalt zwischen 0,02 und 0,06 Gew.-% eingestellt. AI kann auch dafür eingesetzt werden, den im Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, so dass das optional zulegierte Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann. In einer alternativen Ausführung kann Aluminium von über 1,0 Gew.-% bis 2,0 Gew.-% gezielt legiert werden, um durch Dichtereduktion die Gewichtszunahme der zusätzlich aufzubringenden Decklage zumindest teilweise zu kompensieren.
Cr kann als optionales Legierungselement je nach Gehalt auch zur Einstellung der Festigkeit, insbesondere positiv zur Härtbarkeit beitragen, mit einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,05 Gew.-%. Zudem kann Cr allein oder in Kombination mit anderen Elementen als Karbidbildner eingesetzt werden. Wegen der positiven Wirkung auf die Zähigkeit des Materials kann der Cr-Anteil bevorzugt auf mindestens 0, 1 Gew.-%, besonders bevorzugt auf mindestens 0,2 Gew.-% eingestellt werden. Das Legierungselement ist aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 1,5 Gew.-%, insbesondere maximal 1,2 Gew.-%, vorzugsweise maximal 1,0 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Schweißbarkeit sicherzustellen.
B kann als optionales Legierungselement in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Fer- rit/Bainit verzögern und die Härtbarkeit und Festigkeit verbessern, insbesondere wenn N durch starke Nitridbildner wie AI oder Nb abgebunden wird und kann mit einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0001 Gew.-% vorhanden sein. Das Legierungselement ist auf maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,005 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere bezogen auf die Duktilität an Korngrenzen, auswirken können und eine Reduzierung der Härte und/oder Festigkeit zur Folge hätte.
Ti, Nb, V und/oder W können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung zulegiert werden, zudem kann Ti zur Abbindung von N verwendet werden. Vor allem aber können diese Elemente als Mikrolegierungselemente eingesetzt werden, um festig- keitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können Ti, Nb, V und/oder W mit Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt werden. Zur vollständigen Abbindung von N wäre der Gehalt an Ti mit mindestens 3,42*N vorzusehen. Die Legierungselemente sind in Kombination auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere maximal 0, 15 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0, 1 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere sich negativ auf die Zähigkeit des Werkstoffs auswirken.
Mo kann optional zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zulegiert werden. Des Weiteren wirkt sich Mo positiv auf die Zähigkeitseigenschaften aus. Mo kann als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Verbesserung der Zähigkeit eingesetzt werden. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten, ist ein Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,2 Gew.-% erforderlich. Aus Kostengründen wird der Maximalgehalt auf 1 Gew.-%, bevorzugt 0,7 Gew.-% beschränkt.
Cu als optionales Legierungselement kann mit einem Gehalt von 0,05 Gew.-% bis 0,5 Gew.-% durch Ausscheidungshärtung zu einer Härtesteigerung beitragen. P ist ein Eisenbegleiter, der sich stark zähigkeitsmindernd auswirkt und in Verschleiß- oder Sicherheitsstählen zu den unerwünschten Begleitelementen zählt. Um seine festigkeitssteigern- de Wirkung zu nutzen, kann es optional mit Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. P kann aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwindigkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Aus diesen genannten Gründen wird das Element auf max. 0, 15 Gew.-%, insbesondere maximal 0,06 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,03 Gew.-% begrenzt.
S weist im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und bildet unerwünschtes FeS, weswegen es durch Mn abgebunden werden muss. Der S-Gehalt wird daher auf maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere 0,02 Gew.-%, bevorzugt 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,005 Gew.-% eingeschränkt.
Ca kann optional der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, bevorzugt bis zu 0,005 Gew.-% hinzugegeben werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalziumzugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten verbessert. Die beschriebenen Effekte sind ab Gehalten von 0,0015 Gew.-% wirksam, weswegen diese Grenze bei Einsatz von Ca als Minimum gewählt wird.
Ni, welches optional bis zu maximal 5,0 Gew.-% zulegiert werden kann, beeinflusst positiv die Verformbarkeit des Materials. Durch eine Verringerung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit erhöht Nickel darüber hinaus die Durchhärtung und Durchvergütung. Aus Kostengründen werden bevorzugt Gehalte von maximal 1,5 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 1,0 Gew.- % eingestellt. Die beschriebenen Effekte treten ab Gehalten von 0, 1 Gew.-% auf. Bevorzugt wird ein Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% zulegiert.
Sn, As und/oder Co sind Legierungselemente, die einzeln oder in Kombination, wenn sie nicht gezielt zur Einstellung spezieller Eigenschaften zulegiert werden, zu den Verunreinigungen gezählt werden können. Die Gehalte sind beschränkt auf maximal 0,05 Gew.-% Sn, auf maximal 0,02 Gew.-% Co, auf maximal 0,02 Gew.-% As.
0 ist üblicher Weise unerwünscht, kann in geringsten Gehalten in der vorliegenden Erfindung jedoch auch förderlich sein, da Oxidbelegungen insbesondere auf der Trennschicht zwischen Kern- und Decklage die Diffusion zwischen den bewusst unterschiedlich legierten Stählen be- hindert, wie beispielsweise in dem Dokument DE 10 2016 204 567.9 beschrieben. Der Maximalgehalt für Sauerstoff wird mit 0,005 Gew.-%, bevorzugt 0,002 Gew.-% angegeben.
H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Das Element Wasserstoff wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0006 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,0004 Gew.-%, weiter bevorzugt maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.
Als beispielhafte Vertreter für die Kernlage des erfindungsgemäßen Verschleißstahls können handelsübliche Stähle verwendet werden, die beispielsweise von der Anmelderin unter der Handelsbezeichnung „XAR®" vertrieben werden, insbesondere XAR® 400, 450, 500, 600 und 650. Als beispielhafte Vertreter für die Kernlage des erfindungsgemäßen Sicherheitsstahls können handelsübliche Stähle verwendet werden, die beispielsweise von der Anmelderin unter der Handelsbezeichnung„SECURE" vertrieben werden, insbesondere SECURE 400, 450, 500, 600 und 650.
Die Decklagen zur Bereitstellung der Biege-/Umformhilfe bestehen aus einem weichen, duktilen Stahl, der einfach umgeformt werden kann und insbesondere eine hohe Bruchdehnung aufweist. Zudem wird der Stahl für die Decklagen so ausgewählt, dass sie eine möglichst geringe Härtbarkeit aufweist. Als geeigneter Stahl für die erfindungsgemäßen Verschleiß- und Sicherheitsstähle haben sich insbesondere mikrolegierte Stähle, sowie bevorzugt weiche Stähle mit geringem Kohlenstoffgehalt (ULC =„ultra-low-carbon "-Stähle) und besonders bevorzugt IF-Stähle erwiesen. IF („interstitial free")-Stähle werden so legiert, dass insbesondere Stickstoff und Kohlenstoff vollständig durch Elemente wie Ti, Nb, V, W und/oder Cr abgebunden sind.
Erfindungsgemäß bestehen die Decklagen neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren
Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0, 15 %,
optional N: 0,001 bis 0,01 %,
optional Si: 0,03 bis 0,7 %,
optional Mn: 0,05 bis 2,5 %,
optional P: 0,005 bis 0, 1 %,
optional Mo: 0,05 bis 0,45 %, optional Cr: 0, 1 bis 0,75 %,
optional Cu: 0,05 bis 0,75 %,
optional Ni: 0,05 bis 0,5 %,
optional AI: 0,005 bis 0,5 %,
optional B: 0,0001 bis 0,01 %,
optional eines oder mehrere aus der Gruppe Nb, Ti, V und W: 0,001 bis 0,3 %,
S: bis 0,03 %,
optional Ca: 0,0015 bis 0,015 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,02 %,
Co: bis 0,02 %,
H: bis 0,001 %,
O: bis 0,005 %,
wobei die als optional angegebenen Legierungselemente N, Si, Mn, AI, Cr, B, Ti, Nb, V, W, Mo, Cu, P, Ca, Ni alternativ auch als Verunreinigung in geringeren Gehalten vorliegen können.
Zur Erhöhung der Duktilität und Verringerung der Härtbarkeit der Decklage ist C als Legierungselement auf maximal 0, 15 Gew.-%, insbesondere maximal 0, 10 Gew.-% , vorzugsweise maximal 0,06 Gew.-% beschränkt. In einer bevorzugten Ausführung handelt es sich bei der Decklage um ULC-Stähle, bei denen der maximale Kohlenstoffgehalt auf 0,03 Gew.-% beschränkt wird. In einer besonders bevorzugten Ausführung werden IF-Stähle als Decklage eingesetzt, für die ein C-Gehalt von maximal 0,01 Gew.-% vorgegeben wird. Um die in IF- Stählen erforderliche vollständige Abbindung von C durch Ti, Nb, V, W, Cr und/oder Mo zu gewährleisten, ohne zu hohe Gehalte von Ti, Nb, V, W, Cr und/oder Mo einstellen zu müssen, wird bevorzugt ein Maximalgehalt von 0,005 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,003 Gew.-% eingestellt. Prozessbedingt ist ein minimaler Gehalt an C nicht wirtschaftlich zu vermeiden. Daher wird die Untergrenze für den C-Gehalt mit 0,001 Gew.-% angegeben.
N erhöht als optionales Legierungselement in gelöster Form ebenfalls die Härtbarkeit des Stahls, kann aber optional auch gezielt zur Nitrid- bzw. Carbonitridbildung mit AI, B, Ti, Nb, V, W, Cr und/oder Mo verwendet werden. Um eine zu starke Erhöhung der Aufhärtung der Decklage im Fertigungsprozess sowie die Versprödung der Decklage zu vermeiden, wird Stickstoffgehalt auf maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt 0,005 Gew.-% beschränkt. Prozessbedingt ist ein minimaler Gehalt an N nicht wirtschaftlich zu vermeiden. Daher wird die optionale Untergrenze für den N-Gehalt mit 0,001 Gew.-% angegeben. Si, Mn, P, Mo, Cr, Cu und Ni sind optionale Legierungselemente, die in einer alternativen Ausführung des erfindungsgemäßen Konzeptes zur Erhöhung der Festigkeit der Decklage eingesetzt werden können, um die Härtedifferenz zwischen Kernlage und Decklage zu verringern und die Beständigkeit der Decklage z. B. gegen abrasiven Verschleiß zu erhöhen.
Um die jeweilige Wirksamkeit der genannten optionalen Legierungselemente zu gewährleisten, wird für deren Einsatz in der Decklage der ein Mindestgehalt von
• 0,03, bevorzugt 0, 1, besonders bevorzugt 0,3 Gew.-% Si
• 0,05, bevorzugt 0,2 Gew.-% Mn
• 0,005 Gew.-% P
• 0,05 Gew.-% Mo
• 0, l Gew.-% Cr
• 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0,2 Gew.-% Cu
• 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0, 10 Gew.-% Ni
festgelegt. Die jeweiligen Maximalgehalte werden wie folgt festgelegt:
• 0,7 Gew.-%, bevorzugt 0,5 Gew.-% Si, um negative Einflüsse auf die Oberfläche zu vermeiden.
• 2,5 Gew.-%, bevorzugt 1,5 Gew.-% Mn, um die Festigkeit nicht zu stark zu erhöhen und unerwünschte Effekte durch Mn-Seigerungen zu vermeiden.
• 0, 1 Gew.-%, bevorzugt 0,05 Gew.-% P, um die Duktilität der Decklage nicht zu stark zu verringern.
• 0,45 Gew.-%, bevorzugt 0, 15 Gew.-% Mo; 0,75 Gew.-%, bevorzugt 0,40 Gew.-% Cu;
0,75 Gew.-%, bevorzugt 0,25 Gew.-%, besonders bevorzugt 0, 15 Gew.-% Cr; 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,3 Gew.-% Ni, jeweils aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten sowie um die Schweißbarkeit der Decklage nicht zu stark negativ zu beeinflussen.
Mn dient zudem zum Abbinden von S zu MnS.
AI kann optional zur Desoxidation eingesetzt werden, wobei ein Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mit 0,01 Gew.-% vorhanden sein kann. Der Gehalt ist auf maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere maximal 0, 1 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,05 Gew.-% beschränkt, um die Werkstoffeigenschaften nicht negativ zu beeinflussen.
B kann optional in einer weniger bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung als Legierungselement zur Härtbarkeit beitragen, insbesondere wenn N abgebunden wird und kann mit einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0001 Gew.-%, bevorzugt 0,0005 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,0010 Gew.-% vorhanden sein. Das Legierungselement ist auf maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,005 Gew.-%, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften auswirken und zu einer zu starken unerwünschte Aufhärtung der Decklage führen.
Ti, Nb, V, W, Cr und Mo können als Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Korn- feinung und/oder C- und N-Abbindung zulegiert werden, wobei der Einsatz von Ti, Nb und V aus Kostengründen für die genannten Zwecke bevorzugt wird. Ti, Nb und/oder V können mit Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%, bevorzugt 0,005 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,01 Gew.-% eingesetzt werden. Zur vollständigen Abbindung von C und N werden in der bevorzugten Ausführung auf Grund der Stöchiometrie die Gehalte von Ti, Nb, V, W, Cr und Mo so eingestellt, dass gilt:
(Ti / 47,9 + Nb / 92,9 + V / 50,9 + W / 183,8 + Cr / (52 * 1,5) + Mo / (95,95 *2) / (C / 12 + N / 14) > 1,0. Die Legierungselemente Ti, Nb, V und W sind aus wirtschaftlichen Gründen in Kombination auf maximal 0,3 Gew.-%, insbesondere maximal 0,2 Gew.-% eingeschränkt. Bevorzugt wird der Gehalt von Ti + Nb + V + W auf maximal 0, 15 Gew.-%, besonders bevorzugt 0, 1 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere sich negativ auf die Zähigkeit des Werkstoffs auswirken. Die erfindungsgemäßen Maximalgehalte der optionalen Legierungselemente Cr und Mo wurden oben bereits angegeben.
S weist im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und bildet unerwünschtes FeS, weswegen es durch Mn abgebunden werden muss. Der S-Gehalt wird daher auf maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere 0,02 Gew.-%, bevorzugt 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,005 Gew.-% eingeschränkt.
Ca kann der Schmelze optional als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,005 Gew.-% hinzugegeben werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalziumzugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten verbessert. Die beschriebenen Effekte sind ab Gehalten von 0,0015 Gew.-% wirksam, weswegen diese Grenze bei optionalem Einsatz von Ca als Minimum gewählt wird.
Sn, As und/oder Co sind Legierungselemente, die einzeln oder in Kombination, wenn sie nicht gezielt zur Einstellung spezieller Eigenschaften zulegiert werden, zu den Verunreinigungen gezählt werden können. Die Gehalte sind beschränkt auf maximal 0,05 Gew.-% Sn, auf maximal 0,02 Gew.-% As, auf maximal 0,02 Gew.-% Co.
0 ist üblicher Weise unerwünscht, kann in geringsten Gehalten in der vorliegenden Erfindung jedoch auch förderlich sein, da Oxidbelegungen insbesondere auf der Trennschicht zwischen Kern- und Decklage die Diffusion zwischen den bewusst unterschiedlich legierten Stählen behindert, wie beispielsweise in dem Dokument DE 10 2016 204 567.9 beschrieben. Der Maximalgehalt für Sauerstoff wird mit 0,005 Gew.-%, bevorzugt 0,002 Gew.-% angegeben.
H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Das Element Wasserstoff wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0006 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,0004 Gew.-%, weiter bevorzugt maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.
Alle genannten optionalen Legierungselemente können in Gehalten unter dem angegebenen Minimalwert als Verunreinigungen ohne störende Wirkung in der Decklage der erfindungsgemäßen Verschleiß- oder Sicherheitsstähle vorliegen.
Als beispielhafte Vertreter für die Decklagen sowohl des erfindungsgemäßen Verschleißstahls wie auch des erfindungsgemäßen Sicherheitsstahls können handelsübliche unlegierte Stähle, niedrig legierte Stähle, mikrolegierte Stähle oder IF- Stähle verwendet werden.
Gemäß einer Ausgestaltung des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls weisen die Decklagen aus dem weichen, duktilen Stahl jeweils eine Materialdicke zwischen 1 % und 12 %, insbesondere zwischen 2 % und 10 %, vorzugsweise zwischen 3 % und 8 %, besonders bevorzugt 3 % und 6 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls auf. Die Gesamtmaterialdicke beträgt zwischen 2,0 und 40,0 mm, insbesondere zwischen 3,0 und 30,0 mm und vorzugsweise zwischen 6,0 und 20,0 mm. Je nach Anwendung kann der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl in Bezug auf die angegebenen Decklagenanteile einen symmetrischen oder asymmetrischen Aufbau aufweisen.
Gemäß einer Ausgestaltung weist der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl ein- oder beidseitig einen metallischen Korrosionsschutzüberzug, insbesondere auf Zinkbasis auf. Besonders bevorzugt ist der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl, je nach Ausführung ein- oder beidsei- tig mit einem elektrolytischen Zinküberzug versehen. Das Durchführen einer elektrolytischen Beschichtung hat den Vorteil, dass die Eigenschaften insbesondere der Kernlage nicht negativ insbesondere durch thermische Einflüsse, wie sie beispielsweise bei der Durchführung einer Schmelztauchbeschichtung auftreten, verändert werden. Alternativ oder zusätzlich kann der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl ein- oder beidseitig mit einer organischen Beschichtung, vorzugsweise mit einem Lack versehen sein. Dadurch können Verschleißstahle oder Sicherheitsstahle mit verbesserter Lackanmutung bereitgestellt werden.
Gemäß einer weiteren Ausgestaltung des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls ist der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl mittels Plattieren, insbesondere Walzplattieren oder mittels Gießen hergestellt. Bevorzugt ist der erfindungsgemäße Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl mittels Warmwalzplattieren, wie es beispielsweise in der deutschen Patentschrift DE 10 2005 006 606 B3 beschrieben ist, hergestellt. Es wird Bezug auf diese Patentschrift genommen, deren Inhalt hiermit in diese Anmeldung aufgenommen wird, wobei der Fertigungsschritt des Haspeins zu einem Coil als optionaler Prozessschritt zu sehen ist. In einer alternativen Ausführungsform des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Werkstoffverbunds insbesondere für Dicken ab ca. 10 mm erfolgt dieses vollständig in Platten- bzw. Blechform. Einen zusätzlichen Beitrag zur Verzögerung der Rissinitiierung können die beim vorzugsweise durchgeführten Warmwalzplattieren ablaufenden Diffusionsprozesse zwischen Kernlage und Decklagen leisten, da im Grenzschichtbereich der Kernlage durch das Abwandern des Kohlenstoffs aus der Kernlage in die Decklagen eine Art Randentkohlung in der Kernlage stattfindet, wodurch lokal ein im Vergleich zu dem restlichen Bereich der Kernlage duktilerer Bereich entsteht. Durch die Diffusionsprozesse stellen sich auch ein im Wesentlichen kontinuierlicher und kein sprunghafter Übergang der Materialeigenschaften (Härte/Festigkeit) zwischen der Kernlage und den Decklagen ein. Die Decklagen weisen im warmen Zustand vorteilhaft einen verringerten Formänderungswiderstand im Vergleich zur Kernlage infolge der höheren Duktilität auf, so dass sie sich beim Warmwalzplattieren respektive Warmwalzen in Richtung der Kernlage verformen und dadurch insbesondere produktionsbedingte Fehlstellen, beispielsweise Lufteinschlüsse zwischen den Lagen durch den Walzverbund schließen können. Dies ist vor allem beim späteren Gebrauch bzw. Einsatz vorteilhaft, so dass es nicht im Falle einer Verschleißbelastung zu Ausbrüchen oder im Falle einer Impactbelastung zu unerwünschten Schockwellenbrechungen aufgrund der Fehlstellen kommen kann. Alternativ kann der erfindungsgemäße Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl mittels Gießen hergestellt werden, wobei eine Möglichkeit zu seiner Herstellung in der japanischen Offenlegungsschrift JP-A 03 133 630 offenbart ist. Die metallische Verbundherstellung ist allgemein Stand der Technik. Zur Einstellung der für den Einsatz als Verschleiß- oder Sicherheitsstahl benötigten Werkstoffeigenschaften der Kernlage wird der erfindungsgemäße Werkstoffverbund durch beschleunigte Abkühlung gehärtet. Die beschleunigte Abkühlung findet dabei in einer bevorzugten Ausführung direkt nach dem Warmwalzplattieren bzw. Warmwalzen ohne vorherige Abkühlung aus der Walzhitze statt. Die Kühlung wird dabei bei einer Temperatur unterhalb der Martensit- Start-Temperatur Ms der Kernlage, bevorzugt unterhalb der Martensit-Finish-Temperatur von Mf der Kernlage, besonders bevorzugt maximal 100°C oberhalb der Raumtemperatur beendet.
In einer alternativen, ebenfalls bevorzugten Ausführung kann die Härtung auch wie folgt stattfinden: nach dem Warmwalzen kühlt das Material zunächst auf Temperaturen von unter 500°C ab, um unerwünschte Effekte wie Kornwachstum oder Vergröberung von Ausscheidungen zu vermeiden. Die Abkühlung kann dabei sowohl im Coil oder als Platte an Luft als auch durch Beaufschlagung mit einem Kühlmedium wie Wasser oder Öl stattfinden. Aus logistischen Gründen wird eine Abkühlung auf unter 100°C bevorzugt, besonders bevorzugt auf eine Temperatur nahe der Raumtemperatur. Anschließend wird der Werkstoffverbund mindestens teilweise austenitisiert und hierfür auf eine Temperatur mindestens oberhalb von Acl der Kernlage erwärmt. Bevorzugt werden eine vollständige Austenitisierung und eine dementsprechende Erwärmung auf mindestens Ac3 der Kernlage durchgeführt. Aus energetischen Gründen wird die Austenitisierungstemperatur auf maximal 1100°C, zur Vermeidung von unerwünschtem Austenitkornwachstum bevorzugt auf maximal (Ac3 + 200°C), besonders bevorzugt auf maximal (Ac3 + 100°C) beschränkt, wobei sich Ac3 jeweils auf die Kernlage bezieht.
Im Anschluss an die Erwärmung wird der Werkstoffverbund zur Härtung beschleunigt auf eine Temperatur von weniger als 500°C, bevorzugt weniger als 300°C, besonders bevorzugt weniger als 100°C abgekühlt. Zur Erhöhung der Duktilität kann der Werkstoffverbund anschließend angelassen werden, wobei Temperatur und Dauer der Anlassbehandlung je nach Legierung der Kernlage und gewünschtem Anlasseffekt gewählt werden. Die Verfahren zur Anlassbehandlung entsprechen dabei den üblichen, im Stand der Technik offenbarten Vorgehensweisen für einlagige Werkstoffe für ein Legierungskonzept, welches der jeweiligen Kernlage des erfindungsgemäßen Werkstoffverbunds entspricht.
Zwischen den Produktionsschritten Warmwalzplattieren, Warmwalzen, Härten und Anlassen kann der Werkstoffverbund aus logistischen Gründen optional zu einem Coil auf- und in Vorbereitung des nächsten Produktionsschrittes wieder abgewickelt werden. Gemäß einem zweiten Aspekt betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Komponente mit ballistischer Schutzwirkung, wobei ein erfindungsgemäßer Sicherheitsstahl kalt geformt wird. Da die Decklagen des erfindungsgemäßen Sicherheitsstahls besonders gut verformbar sind, liegen optimale Biegeeigenschaften, insbesondere in der Randfaser vor und der erfindungsgemäße Sicherheitsstahl kann mit einem im Vergleich zu einem monolithischen Sicherheitsstahl mit gleicher Zusammensetzung kleineren Biegeradius geformt werden. Die hergestellte Komponente wird zum Schutz von Lebewesen in Fahrzeugen oder Gebäuden verwendet.
Gemäß einem dritten Aspekt betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Komponente die einem hohen abrasiven Verschleiß ausgesetzt werden soll, wobei ein erfindungsgemäßer Verschleißstahl kalt geformt wird. Da die Decklagen des erfindungsgemäßen Sicherheitsstahls besonders gut verformbar sind, liegen optimale Biegeeigenschaften vor und der erfindungsgemäße Verschleißstahl kann mit einem im Vergleich zu einem monolithischen Verschleißstahl mit gleicher Zusammensetzung kleineren Biegeradius geformt werden. Die hergestellte Komponente wird in Bau-, Agrar-, Bergbau- oder Transportmaschinen, insbesondere in Muldenkippern verwendet.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
Im Folgenden wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispiels darstellenden Zeichnung näher erläutert. Es zeigt
Figur 1) einen schematischen Schnitt durch einen erfindungsgemäßen Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
In der einzigen Figur ist eine schematische Schnittdarstellung durch einen erfindungsgemäßen Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl (1) gezeigt. Der erfindungsgemäße dreilagige Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl (1) umfasst eine Kernlage (1.1) aus einem Stahl, der im gehärteten oder vergüteten Zustand eine Härte > 350 HBW, insbesondere > 400 HBW, vorzugsweise > 500 HBW, weiter bevorzugt > 550 HBW, besonders bevorzugt > 600 HBW und zwei stoffschlüssig mit der Kernlage (1.1) verbundenen Decklagen (1.2) aus einem weicheren Stahl, wobei die Decklagen (1.2) eine um mindestens 20% geringere Härte aufweisen als die Kernlage (1.1) im gehärteten oder vergüteten Zustand, mit einer Härte < 400 HBW, insbesondere < 350 HBW, vorzugsweise < 300 HBW, besonders bevorzugt < 250 HBW, weiter bevor- zugt < 200 HBW. Der Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl (1) kann beidseitig einen metallischen Korrosionsschutzüberzug (1.3) aufweisen.
Die Kernlage (1.1) besteht neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0, 1 bis 0,6 %,
optional N: 0,003 bis 0,01 %
optional Si: 0,05 bis 1,5 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional AI: 0,01 bis 2,0 %,
optional Cr: 0,05 bis 1,5 %,
optional B: 0,0001 bis 0,01 %,
optional eines oder mehrere aus der Gruppe Nb, Ti, V und W: in Summe von 0,005 bis 0,2 %, optional Mo: 0, 1 bis 1,0 %,
optional Cu: von 0,05 bis 0,5 %,
optional P: von 0,005 bis 0, 15 %,
S: bis 0,03 %,
optional Ca: 0,0015 bis 0,015 %,
optional Ni: von 0, 1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,02 %,
Co: bis 0,02 %,
0: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %.
Die Decklagen (1.2) bestehen neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0, 15 %,
optional N: 0,001 bis 0,01 %,
optional Si: 0,03 bis 0,7 %,
optional Mn: 0,05 bis 2,5 %,
optional P: 0,005 bis 0, 1 %,
optional Mo: 0,05 bis 0,45 %,
optional Cr: 0, 1 bis 0,75 %,
optional Cu: 0,05 bis 0,75 %,
optional Ni: 0,05 bis 0,5 %, optional AI: 0,005 bis 0,5 %,
optional B: 0,0001 bis 0,01 %,
optional eines oder mehrere aus der Gruppe Nb, Ti, V und W: 0,001 bis 0,3 %,
S: bis 0,03 %,
optional Ca: 0,0015 bis 0,015 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,02 %,
Co: bis 0,02 %,
H: bis 0,001 %,
O: bis 0,005 %.
Die Materialdicke der Decklagen (1.2) kann zwischen 1 % und 12 %, insbesondere zwischen 2 % und 10 %, vorzugsweise zwischen 3 % und 8 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls (1) betragen.
Aus handelsüblichen Stahlflachprodukten wurde ein erfindungsgemäßer Sicherheitsstahl und ein erfindungsgemäßer Verschleißstahl mittels Warmwalzplattieren erzeugt, die jeweils einen dreilagigen Werkstoffverbund aufwiesen. Als Decklagen wurden jeweils ein mikrolegierter Stahl mit der Bezeichnung S315MC oder eine IF-Stahl mit der Bezeichnung DC05 verwendet und als Kernlage kamen ein Stahl mit der Bezeichnung XAR®500 oder XAR®600 für die Herstellung des Verschleißstahls und ein Stahl mit der Bezeichnung SECURE500 oder SECU- RE600 oder SECURE 650 für die Herstellung des Sicherheitsstahls zum Einsatz. Die Decklagen hatten jeweils eine Materialdicke von 10 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Verschleißstahls, die Materialdicken der Decklagen des Sicherheitsstahls hingegen betrugen jeweils 5% pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Sicherheitsstahls. Sowohl der Sicherheitsstahl als auch der Verschleißstahl wurde in allen angegebenen Varianten der Kernlage jeweils mit allen angegebenen Varianten der Decklage kombiniert.
Es wurden jeweils Blechzuschnitte mit zwei Decklagen und einer dazwischen angeordneten Kernlage aufeinander gestapelt, welche zumindest bereichsweise entlang ihrer Kanten stoffschlüssig, vorzugsweise mittels Schweißen zu einem Vorverbund miteinander verbunden wurden. Der Vorverbund wurde auf eine Temperatur > 1100°C gebracht und in mehreren Schritten zu einem Werkstoffverbund mit einer Gesamtmaterialdicke von 6 mm warmgewalzt. Der Werkstoffverbund wurde anschließend beidseitig mit einem zinkbasierten Überzug mit jeweils einer Schichtdicke von 20 μιτι elektrolytisch beschichtet. Die Schichtdicken können zwischen 5 und 30 μιτι betragen.
Aus den hergestellten Werkstoffverbunden wurden Platinen abgeteilt. Neben den Werkstoffverbunden wurden je angegebener Bezeichnung auch monolithische Platinen aus der gleichen Schmelze wie die Kernlagen hergestellt. Hierbei lagen die Materialdicken im Falle der Sicherheitsstähle bei 5,4 mm, was der Kernlagendicke der erfindungsgemäßen Sicherheitsstähle entsprach. Im Falle der Verschleißstähle wurden jeweils monolithische Platten mit einer Materialdicke von 4,8 mm erzeugt, welche der Kernlagendicke der erfindungsgemäßen Verschleißstähle entsprach. Die monolithischen Platten wurden jeweils als Referenz bereitgestellt.
Alle Platinen, welche eine Größe 6000 mm x 1200 mm aufwiesen, wurden auf Austenitisie- rungstemperatur, insbesondere oberhalb von Ac3 bezogen auf die Kernlage in einem Ofen für jeweils ca. 180 min erwärmt und durchwärmt und wurden anschließend zur Einstellung der gewünschten Härte in der Kernlage abgeschreckt. Vor dem Abschrecken wurden die Platinen in ein Abkühlaggregat, eine sogenannten Quette eingespannt, um eine im Wesentlichen verzugsfreie thermische Behandlung sicherzustellen. Die Abschreckung erfolgte durch Beaufschlagung mit Wasser. Andere flüssige Medien zur Abschreckung sind ebenfalls verwendbar. Die Abkühlraten im Kern des Werkstoffverbunds wurden durch zuvor eingebrachte Thermoelemente kontrolliert und lagen bei > 20 K/s. Prozessbedingt können in Quetten nicht immer eine über die gesamte Materialoberfläche homogene Kühlleistung erreicht werden, da das Wasser aus Spritzdüsen zugeführt wird, die nur annähernd eine gleichmäßige Wasserbeaufschlagung erzeugen können. Lokal ungleichmäßige Kühlleistungen können dabei zu unerwünschten Eigenschaftsvariationen, zum Beispiel in der Härte führen. Prozessbedingt inhomogene Kühlverläufe können zudem bei der Phasenumwandlung des Werkstoffs zu Spannungen an der Oberfläche der bisher verwendeten monolithischen Werkstoffe führen, die zum einen für die Weiterverarbeitung unerwünscht sind, da sie zu einem Verzug an einem zu erzeugenden Bauteil während der Weiterverarbeitung führen können und zum anderen können lokale Gefügeunterschiede im Extremfall zu einer oberflächennahen Materialschädigung führen, die im Produkti- onsprozess zum Ausschuss bzw. zu notwendigen Nacharbeiten, wie zum Beispiel Herausschleifen von Anrissen, führen können. Überraschender Weise hat sich herausgestellt, dass Unregelmäßigkeiten, wie sie bei den bisher eingesetzten monolithischen Stählen hin und wieder mal auftraten, bei den erfindungsgemäßen Verschleißstählen und Sicherheitsstählen nicht festgestellt werden konnten. Eine Erklärung dafür könnte sein, dass die weichen, sehr gut wärmeleitenden Decklagen homogenisierend bezüglich der Wärmeabfuhr wirken, quasi eine Art Wärme- oder Zwischenpuffer bereitstellen, wobei jedoch gewährleistet ist, dass die Wärmeabfuhr so hoch ist, dass sich trotz Decklage ein Härtegefüge in den Kernlagen ausbilden kann. Die in Bezug auf die Anwendung bzw. Einsatz nicht-funktionalen Decklagen führen aufgrund der Homogenisierung der Wärmeabfuhr aus der Kernlage daher auch zu einer gleichmäßigen Härte in der Kernlage und damit verbunden zu einer Erhöhung der Prozesssicherheit.
Die Kernlagen des erfindungsgemäßen Sicherheitsstahls und des erfindungsgemäßen Verschleißstahls wiesen ein Gefüge aus überwiegend Martensit und/oder Bainit, insbesondere im Wesentlichen Martensit auf. In den Decklagen hat sich im Falle der Decklage S315MC ein Mischgefüge mit Anteilen an Ferrit, Bainit und teilweise Martensit eingestellt. Im Falle der Decklage DC05 wurde ein im Wesentlichen ferritisches Gefüge mit geringen Anteilen an Bainit und/oder Martensit beobachtet, welches auf Kohlenstoffdiffusion aus der Kernlage zurückgeführt wird. Die monolithischen Referenzstähle wiesen vergleichbare Eigenschaften wie die korrespondierenden Kernlagen mit gleicher Zusammensetzung auf.
In einem Biegeversuch gemäß der Veröffentlichung „Sicherheitsstähle SECURE. Verarbeitungsempfehlungen. " der ThyssenKrupp Steel AG, Ausgabe 08/2008 wurden die Platinen senkrecht zur ehemaligen Walzrichtung gebogen. Der kritische Biegeradius r beim monolithischen Sicherheitsstahl SECURE 500 mit dem Auflagewerkstoff DC05 wurde bei ca. 30 mm ermittelt. Engere Biegeradien führten zu Anrissen an der Oberfläche im Biegebereich. Der kritische Biegeradius r beim monolithischen Verschleißstahl XAR 500 mit dem Auflagewerkstoff DC05 wurde bei ca. 23,5 mm ermittelt. Engere Biegeradien führten auch beim monolithischen Verschleißstahl zu Anrissen an der Oberfläche im Biegebereich. Bei dem erfindungsgemäßen Sicherheitsstahl waren Biegeradien bis ca. 27 mm ohne erkennbare Anrisse möglich. Bei dem erfindungsgemäßen Verschleißstahl konnten Biegeradien bis ca. 21 mm problemlos umgesetzt werden. Die Möglichkeit zur Umsetzung eines kleineren Biegeradius ist bei dem erfindungsgemäßen Verschleißstahl größer im Vergleich zum erfindungsgemäßen Sicherheitsstahl, was dem Umstand der geringfügig größeren Materialdicke der Decklagen geschuldet ist. Eine Verringerung des kritischen Biegeradius bei erfindungsgemäßen Verschleißstählen und Sicherheitsstählen im Vergleich zu monolithischen Referenzstählen mit gleichen Eigenschaften geht in Verbindung mit einer geringen Gewichtszunahme einher.
Die Erfindung ist nicht auf das in der Zeichnung dargestellte Ausführungsbeispiel sowie auf die Ausführungen in der allgemeinen Beschreibung beschränkt. Vielmehr kann der erfin- dungsgemäße Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl auch aus einem Tailored Product, beispielsweise einem Tailored Blank und/oder Tailored Roiled Blank gebildet sein.

Claims

Ansprüche Dreilagiger Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl (1) umfassend eine Kernlage (1.1) aus einem Stahl, der im gehärteten oder vergüteten Zustand eine Härte > 350 HBW aufweist, und zwei stoffschlüssig mit der Kernlage (1.1) verbundenen Decklagen (1.2) aus einem weicheren Stahl, wobei die Decklagen (1.2) eine um mindestens 20% geringere Härte aufweisen als die Kernlage (1.1) im gehärteten oder vergüteten Zustand, wobei die Kernlage (1.1) neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0, 1 bis 0,6 %,
optional N: 0,003 bis 0,01 %
optional Si: 0,05 bis 1,5 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional AI: 0,01 bis 2,0 %,
optional Cr: 0,05 bis 1,5 %,
optional B: 0,0001 bis 0,01 %,
optional eines oder mehrere aus der Gruppe Nb, Ti, V und W: in Summe von 0,005 bis 0,2 %,
optional Mo: 0, 1 bis 1,0 %,
optional Cu: von 0,05 bis 0,5 %,
optional P: von 0,005 bis 0, 15 %,
S: bis 0,03 %,
optional Ca: 0,0015 bis 0,015 %,
optional Ni: von 0, 1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,02 %,
Co: bis 0,02 %,
0: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %
besteht und wobei die Decklagen (1.2) neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0, 15 %,
optional N: 0,001 bis 0,01 %,
optional Si: 0,03 bis 0,7 %,
optional Mn: 0,05 bis 2,5 %, optional P: 0,005 bis 0, 1 %,
optional Mo: 0,05 bis 0,45 %,
optional Cr: 0, 1 bis 0,75 %,
optional Cu: 0,05 bis 0,75 %,
optional Ni: 0,05 bis 0,5 %,
optional AI: 0,005 bis 0,5 %,
optional B: 0,0001 bis 0,01 %,
optional eines oder mehrere aus der Gruppe Nb, Ti, V und W: 0,001 bis 0,3 %,
S: bis 0,03 %,
optional Ca: 0,0015 bis 0,015 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,02 %,
Co: bis 0,02 %,
H: bis 0,001 %,
O: bis 0,005 % bestehen.
2. Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Decklagen (1.2) eine Materialdicke zwischen 1 % und 12 %, insbesondere zwischen 2 % und 10 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls (1) aufweisen.
3. Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl (1) ein- oder beidseitig einen metallischen Korrosionsschutzüberzug (1.3) aufweist und/oder ein- oder beidseitig mit einer organischen Beschichtung versehen ist.
4. Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls (1) mittels Plattieren oder mittels Gießen hergestellt ist.
5. Verfahren zur Herstellung einer Komponente mit ballistischer Schutzwirkung, wobei ein Sicherheitsstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche kalt geformt wird.
6. Verwendung einer nach Anspruch 5 hergestellten Komponente zum Schutz von Lebewesen in Fahrzeugen oder Gebäuden. Verfahren zur Herstellung einer Komponente, die einem hohen abrasiven Verschleiß ausgesetzt werden soll, wobei ein Verschleißstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 kalt geformt wird.
Verwendung einer nach Anspruch 7 hergestellten Komponente in Bau-, Agrar-, Bergbau- oder Transportmaschinen.
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