WO2008135117A1 - Herstellung von superplastischen uhc-leichtbaustählen mit aluminiumgehalt und deren verarbeitung durch warmumformung - Google Patents

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hot forming
hot
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Frederic Pol
Hans-Peter Jung
Frank Wilke
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Mercedes Benz Group AG
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Daimler AG
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    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/02—Superplasticity

Definitions

  • the invention relates to methods for producing the superplastic structure of semi-finished products of UHC lightweight steels of the alloy composition C of 0.8 to 1.6 wt.%, Al of 5 to 10 wt.%, Cr of 0.5 to 3 wt.%, Si from 0.01 to 2.8 wt.% And method for producing a component from a semi-finished UHC lightweight steel with superplastic structure.
  • UHC steels Ultra High Carbon
  • UHC steels are characterized in particular by the carbon content, which is quite high for a conventional steel, which in the case of unalloyed steels lies in the range of approximately 0.8 to 2.1% by weight C. Due to the very limited ductility of the cast steels at room temperature, the commercial applications of steels with such concentrations are very limited. The reason for this is the formation of a continuous, brittle, proeutectoid cementite or carbide network at the grain boundaries of the austenite phase, which occurs during cooling from the austenite range and between A m and Ai temperatures.
  • the UHC steels have the potential for superplastic properties.
  • Superplasticity of metals is understood to mean the ability to withstand very low yield stresses without constriction and virtually no strain, which amounts to about 10 to 40% at 100 to more than 1000% compared to the normal plastic materials, which amounts to 0 , 7 to 2.4 corresponds.
  • the superplasticity describes a particularly high ductile
  • CONFIRMATION COPY non-solidifying behavior both under tensile stresses (sheet metal forming) and under compressive stresses (massive forming).
  • sheet metal forming sheet metal forming
  • compressive stresses massive forming
  • the principle is to suppress, after complete austenization, the carbide precipitation in the form of an unfavorable continuous carbide network by introducing mechanical work (forging, rolling, etc.) during cooling, or to destroy the network.
  • mechanical work forging, rolling, etc.
  • thermomechanical treatment with the aim to convert the unfavorable, hard but brittle cast structure into a fine, spheroidal and therefore ductile microstructure consisting of carbide precipitations in a ferrite matrix, different approaches are already known.
  • US Pat. Nos. 4,448,613, 4,533,390, US 5445685, US 4769214 and US 3951697 for different UHC steels different thermomechanical treatments known.
  • the cast material is austenitized long enough until all other phases have dissolved and the C atoms and the accompanying elements are homogeneously distributed.
  • DE 10 2005 027258 A1 discloses a density-reduced high-carbon or UHC steel which, in addition to iron and conventional steel-accompanying impurities, has the following alloy constituents: 0.8 to 2.5% C, 3.5 to 15% Al, 0.5 to 4% Cr, 0.01 to 4% Si, up to 4% Ni, Mn, Mo, Nb, Ta, V and / or W, and 0.1 to 0.85 Sn, and 0 to 3% Ti , Be and / or Ga.
  • a particularly interesting UHC steel is a UHC lightweight steel of the following composition in wt.% C: 0, 8 to 1.6% Al: 5 to 10% Cr: 0.5 to 3% Si: 0.01 to 2.8%
  • the object is achieved by a method for producing the superplastic structure of semifinished products made of UHC lightweight steels of the alloy composition C from 0.8 to 1.6 wt.%, Al from 5 to 10 wt.%, Cr from 0.5 to 3 % By weight, Si from 0.01 to 2.8% by weight and the remainder iron and common steel-accompanying impurities, with the steps of a) heating the steel to a homogenization temperature in a range of up to 200 ° C.
  • the austenitizing temperature (A cm ) lies b) hot forming with a degree of deformation> 1.2 with continuous cooling to a temperature which is in the range up to 200 0 C below Ai (Ai temperature), c) hot forming at a temperature in an upper temperature range from Al to Ai + 200 ° C and d) slow cooling with a cooling rate below 20 ° C / min to a temperature below Ai, wherein the hot forming is quasi-isothermal, a degree of deformation> 0.5 and residence time of the steel at the hot forming temperature is less than 2 min, with the features of claim 1.
  • the object is achieved by a method for producing the superplastic structure of semi-finished products made of UHC lightweight steels of the alloy composition C from 0.8 to 1.6 wt.%, Al from 5 to 10 wt.%, Cr from 0 , 5 to 3 wt.%, Si from 0.01 to 2.8 wt.% And the balance iron and common steel-accompanying impurities, with the steps a) heating the steel to a homogenization temperature in a range of 5 to 200 ° C above the austenitizing temperature is b) hot working with a degree of deformation> 1.2 with continuous cooling to a temperature in the range of 50 to 200 0 C below Al (Al temperature), c) hot working at a temperature in a lower temperature range of Al -IOO 0 C to Al, d) rapid cooling to room temperature with cooling rates above 20 K / min, wherein the hot forming is quasi-isothermal and a
  • Further aspects of the invention are a method for producing a component from a semi-finished UHC lightweight steel with superplastic structure in which the Si content is below 0.8, wherein the semi-finished product is hot-worked at a temperature of 800 to 980 0 C in air , having the features of claim 7 and a UHC steel having an Si content above 0.8, wherein the semifinished product is hot-worked at a temperature of 880 to 1050 0 C in air with the features of claim 8.
  • the process according to the invention relates to UHC lightweight structural steels of the composition in wt.% C: 0.8 to 1.6 Al: 5 to 10 Cr: 0.5 to 3 Si: 0.01 to 2.8
  • the UHC lightweight steel may contain further stabilizing alloying elements selected from Nb, Ti, Mg and / or N in an amount of 0.02 to below 0.8 wt.%.
  • a particularly suitable UHC lightweight steel has the following composition in% by weight:
  • Another particularly suitable lower carbon UHC lightweight steel has the following
  • thermo-mechanical post-treatment is divided into the process steps: a) heating the steel to a homogenization temperature in a range of up to 200 ° C. above the Austenitizing temperature (A on ) is b) hot forming with a degree of deformation> 1.2 with continuous cooling to a temperature which is in the range up to 200 ° C below Ai (Ai-temperature), c) hot forming at a temperature in an upper temperature band from Ai to Ai + 200 ° C and d) slow cooling with a cooling rate below 20 ° C / min to a temperature below Ai, with hot forming quasi-isothermal, a degree of deformation> 0.5 and residence time of the steel at the hot working temperature below 2 minutes,
  • thermomechanical treatment of the UHC lightweight steels according to the invention is schematically illustrated by means of figures.
  • Fig. 1 Temperature profile for adjusting the superplastic microstructure in the hot deformation in the upper temperature band
  • Fig. 2 Temperature profile for adjusting the superplastic microstructure in the hot deformation in the lower temperature band.
  • step c hot forming takes place in a temperature band above Ai, step c).
  • the temperature band is set for the UHC lightweight steel used at 200 0 C from the Ai temperature. Too high temperatures and too long residence times above Ai lead to damage to the microstructure. Even slight deviations here can have a major influence on the optimum hot forming conditions (temperature and forming forces) of the hot forming to be carried out later.
  • the residence time is therefore limited according to the invention to below 2 minutes. Particularly preferred is the duration of the process in the upper temperature band at less than 1 min. Not only the temperature range in process steps a) and b) but also the degree of mechanical deformation is of particular importance for the setting of the optimum microstructure.
  • the hot forming (b) should have a degree of deformation ( ⁇ )> 1.2.
  • ⁇ degree of deformation
  • the steel has to cool to temperatures well below Ai.
  • the cooling rate must correspond to at least one cooling by ambient air. Quenching may also be appropriate.
  • Forming degrees significantly above ⁇ > 1.2 can be set, but for cost reasons they must be limited to the minimum required.
  • the hot forming is carried out with a degree of deformation of 1.2 to 2.
  • a range of ⁇ 1.3 to 1.7 is particularly useful.
  • the degree of deformation ( ⁇ ) always indicates the ratio of the characteristic dimensions of the steel part immediately before and immediately after the corresponding forming step.
  • the characteristic dimension of the degree of deformation is the cross-sectional area (A).
  • the characteristic dimension is typically the height or thickness (h).
  • a degree of deformation ⁇ > 0.5 is selected.
  • degrees of deformation in the range of ⁇ 0.5 to 1.
  • the hot working in the upper temperature band is performed with a degree of deformation of 0.8 to 1.5.
  • the process step c) is carried out quasi-isothermally according to the invention. This means that during the forming of the steel part on the average a constant temperature prevails, which changes only by a few ° C. If the forming is done in a rolling mill, this can be done if necessary, between several successive stitches an intermediate heating.
  • the isothermal process control is required for a uniform formation of the microstructure.
  • the upper temperature band is preferably limited to Ai + 50 ° C to A ⁇ lSO 0 C.
  • the lamellar pearlite structure is dissolved, without the C atoms can be homogeneously distributed in the austenite grains.
  • This thermomechanical treatment produces a homogeneous, completely spheroidized microstructure which has a pronounced ductility both slightly below and slightly above the A c i temperature.
  • the Ai temperatures of the UHC lightweight steel are particularly influenced by the alloying elements Al and Si.
  • the carbon content has hardly any influence within the specified limits.
  • Exemplary Ai temperatures and A Cm temperatures in brackets depending on the alloy contents Al and Si are:
  • step d After process step c), it is necessary to cool relatively slowly below Al in step d).
  • the cooling rate is preferably below 20 ° C / min until reaching a temperature below Ai. This can be cooled quickly, for example by air quenching.
  • the hot forming takes place in the same forming plant.
  • the steels are treated in several passes in the same rolling mill and, if necessary, inductively heated.
  • thermomechanically treat the steel in a lower temperature band it is also possible to thermomechanically treat the steel in a lower temperature band and to arrive at an optimized superplastic structure.
  • the homogenization treatment in step a) is the same and does not change in comparison to the above-described process.
  • step b) the hot forming the same Umformtemperaturverrise and degrees of deformation are to be selected.
  • the temperature should be in the range of 50 to 200 ° C. below Al (AI temperature) in order to reach the range of the initial temperature for the following hot-forming step in a lower temperature band.
  • Hot Forming c) takes place in this variant in a lower temperature band of Ai-IOO 0 C to Ai.
  • cooling rates above 20 K / min to room temperature are to be provided.
  • the semi-finished steel can also be quenched. Thermo-mechanical stresses due to high cooling rates in the semifinished product are of no importance if the subsequent forming process involves hot forming at superplastic temperatures.
  • a superplastic microstructure is set, which can be characterized in particular by the crystallite sizes of the phases ferrite and carbide.
  • the volume fraction of the carbide phases is preferably in the range of 15 to 25% of fine spheroidal (eutectoid) carbides and 20 to 30% of coarser spheroidal (proeutectoid) carbides.
  • the process in steps b) and c) is driven such that the proportion of proeutectoid carbides only slightly deviates from that of the eutectoid.
  • the ratio of proeutectoid / eutectoid carbides ranges from 0.8 to 1.2.
  • a further aspect of the invention are hot forming processes for producing a component from a UHC lightweight structural steel semi-finished product with a superplastic structure, as can be produced by the process according to the invention.
  • the process window a distinction must be made between the temperature conditions as a function of the Si content. If the Si Si content is below 0.8, the semi-finished UHC steel with superplastic structure according to the invention at a temperature of 800 to 980 0 C is hot-worked in air.
  • the UHC semifinished product is hot-worked in air at a temperature of 880 to 1050 ° C.
  • the temperatures of the hot working used according to the invention are well below the usual forging temperatures of such steels. These comparatively lower temperatures have a significant advantage for the forming tools. Frequently, conventional steel tools can be used instead of the otherwise required high-temperature tools.
  • Length change / initial length per unit of time worked above 0.1 / s. This is typically 100 to 1000 times that common for superplastic steels (forming speed of about 10 "3 to 10 " 5 s "1 ) and is thus in an area that allows industrial molding cycle times in the first place.
  • the design of the process can be optimized to low process pressure or to high forming speeds, depending on the selected forming process or forming tool. Particularly preferred transformation rates are above 0.5 / s.
  • the UHC lightweight steels are preferably used for the production of suspension components, transmission parts, gears or lightweight connecting parts for motor vehicles.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 0,8 bis 1,6 Gew.%, A1 von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 200 °C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (A<SUB>cm</SUB>) liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad >1, 2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 200 °C unterhalb A<SUB>1</SUB> (A<SUB>1</SUB>-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von A1 bis A<SUB>1</SUB>+ 200 °C und d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20 °C/min auf eine Temperatur unterhalb A<SUB>1</SUB>, wobei die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt, einen Umformgrad > 0,5 und Verweilzeit des Stahls bei der Warmumformtemperatur unterhalb 2 min liegt.

Description

HERSTELLUNG VON SUPERPLASTISCHEN UHC-LEICHTBAUSTÄHLEN MIT ALUMINIUMGEHALT UND DEREN VERARBEITUNG DURCH WARMUMFORMUNG
Die Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC- Leichtbaustählen der LegierungsZusammensetzung C von 0,8 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Halbzeug aus UHC-Leichtbaustahl mit superplastischem Gefüge.
UHC-Stähle (Ultra High Carbon) sind vor allem durch den für einen üblichen Stahl ziemlich hohen Kohlenstoffanteil gekennzeichnet, der bei unlegierten Stählen im Bereich von ca. 0.8 bis 2.1 Gew.% C liegt. Aufgrund der sehr eingeschränkten Duktilität der gegossenen Stähle bei Raumtemperatur sind die kommerziellen Anwendungsmöglichkeiten von Stählen mit solchen Konzentrationen sehr begrenzt. Grund dafür ist die schmelzmetallurgisch bedingte Bildung eines kontinuierlichen, spröden, proeutektoiden Zementit-, bzw. Karbidnetzwerks an den Korngrenzen der Austenitphase, die während der Abkühlung aus dem Austenitbereich und zwischen Arm und Ai Temperaturen erfolgt.
Die UHC-Stähle besitzen jedoch das Potential für superplastische Eigenschaften.
Unter Superplastizität von Metallen wird die Fähigkeit verstanden, beim Aufbringen nur sehr geringer Fließspannungen ohne Einschnürung und praktisch keiner Verfestigung Dehnungen zu ertragen, die gegenüber den bei den normalplastischen Werkstoffen üblichen etwa 10 bis 40% bei 100 bis über 1000% liegen, was Umformgraden von 0,7 bis 2,4 entspricht. Die Superplastizität beschreibt ein besonders hohes duktiles,
BESTÄTIGUNGSKOPIE nicht verfestigendes Verhalten, sowohl unter Zugspannungen (Blechumformung) als auch unter Druckspannungen (Massivumformung) . Für die superplastische Verformung steht in der Regel nur ein enges Prozessfenster aus Temperatur und
Umformgeschwindigkeit (Dehnrate (ε' ) ) zur Verfügung, um die maximalen Dehnwerte der superplastischen Umformung von einigen 100 bis 1000% zu erreichen. Typisch sind hierbei eine erhöhte Umformtemperatur oberhalb ca. 50% der
Schmelztemperatur und eine sehr geringe Umformgeschwindigkeit von etwa 10"2 bis 10"5 s"1 zu nennen. Die superplastische Verformung verläuft über zeitlich gesteuerte Diffusionsprozesse, bei denen die sehr feinen und gleichmäßigen, häufig auch rundlichen Kristallite aneinander vorbeigleiten und -rotieren. Die superplastischen Eigenschaften sind daher sehr eng an das Vorliegen eines speziellen Gefüges gekoppelt (superplastisches Gefüge) .
Der Kernpunkt beim Einstellen der Gefüge, die superplastische Eigenschaften aufweisen (superplastischen Gefüge) , liegt dabei in der thermomechanischen Behandlung, die nach der schmelzmetallurgischen Herstellung bei den richtigen Temperaturen und Bedingungen durchzuführen ist. Das Prinzip besteht darin, nach einer vollständigen Austenisierung, die Karbidausscheidung in Form eines ungünstigen kontinuierlichen Karbidnetzwerks durch Einbringung von mechanischer Arbeit (Schmieden, Walzen, etc.) während der Abkühlung zu unterdrücken, bzw. das Netzwerk zu zerstören. So sind Karbide dazu gezwungen, sich sphäroidisch auszuscheiden.
Für die thermomechanischen Behandlung, mit dem Ziel, das ungünstige, harte aber spröde Gussgefüge in eine feine, sphäroide und deshalb duktile Mikrostruktur, bestehend aus Karbidausscheidungen in einer Ferritmatrix umzuwandeln sind bereits unterschiedliche Ansätze bekannt. Beispielsweise werden in den US-Patenten US 4448613 , US 4533390 , US 5445685, US 4769214 und US 3951697 für unterschiedliche UHC- Stähle verschiedene thermomechanische Behandlungen bekannt. Als Startpunkt wird das gegossene Material lange genug austenitisiert, bis alle anderen Phasen sich aufgelöst haben und die C-Atomen und die Begleitelemente homogen verteilt sind. Bereits in diesem Temperaturbereich, und weiter unter der Arm Temperatur, wo sich proeutektoide Karbide, bevorzugt an den Korngrenzen des Austenits ausscheiden, wird mechanische Arbeit durch Walzen oder Schmieden zum Beispiel eingebracht. Im Austenitbereich wird die Struktur verfeinert, unter die Arm Temperatur wird zusätzlich die Bildung des unerwünschten, kontinuierlichen, proeutektoiden Karbidnetzwerks unterdrückt. Stattdessen bilden sich sphäroide Karbide an den Austenitkorngrenzen (günstigsten Stellen zur Keimbildung) . Das Material wird teilweise in einem zweiten Behandlungsschritt leicht über der AcI Temperatur weichgeglüht, damit sich die lamellare Perlitstruktur auflöst, ohne aber dass sich die C-Atome homogen in den Austenit Körner verteilen. Beim Abkühlen aus einem solchen Zustand bilden sich sphäroide eutektoide Karbide eher als Perlit. Dies wird teilweise durch eine Umformung begleitet. Die thermische Behandlung mit Abkühlung wird Divorced Eutectoid Transformation (DET) genannt.
Aus der DE 10 2005 027258 Al ist ein dichtereduzierter hochkohlenstoffhaltiger oder UHC-Stahl bekannt, der neben Eisen und üblichen stahlbegleitenden Verunreinigungen die folgenden Legierungsbestandteile aufweist: 0,8 bis 2,5% C, 3,5 bis 15% Al, 0,5 bis 4% Cr, 0,01 bis 4% Si, bis zu 4% Ni, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W, sowie 0,1 bis 0,85 Sn, und 0 bis 3% an Ti, Be und/oder Ga.
Ein anwendungstechnisch besonders interessanter UHC-Stahl ist ein UHC-Leichtbaustahl der folgenden Zusammensetzung in Gew.% C: 0, 8 bis 1,6 % Al: 5 bis 10 % Cr: 0,5 bis 3 % Si: 0,01 bis 2,8 %
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen Dieser zeigt aufgrund seines hohen Al- und Si- Gehaltes eine gute Eignung im Leichtbau und zeigt andererseits aufgrund des hohen Al-Gehaltes auch sehr gute Eignung zur Warmumformung. Durch den hohen Al-Gehalt liegt eine vergleichsweise hohe Zunderbeständigkeit vor, so dass sich die Warmumformprozesse einfacher und mit höherer Qualität durchführen lassen.
Die bekannten thermischen bzw. thermomechanischen Behandlungen sind für den großtechnischen Einsatz teils kostenintensiv und für die Optimierung der UHC- Leichtbaustähle zu unspezifisch.
Es ist Aufgabe der Erfindung für einen UHC-Leichtbaustahl mit den wesentlichen Legierungselementen C: 0,8 bis 1,6 %, Al: 5 bis 10 %, Cr: 0,5 bis 3 %, Si: 0,01 bis 2,8 % ein kostengünstiges thermomechanisches Verfahren zur Einstellung eines superplastischen Gefüges bereit zu stellen.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch ein Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 0,8 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 2000C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (Acm) liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad >1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 2000C unterhalb Ai (Ai-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von Al bis Ai+200°C und d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb Ai, wobei die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt, einen Umformgrad > 0,5 und Verweilzeit des Stahls bei der Warmumformtemperatur unterhalb 2 min liegt, mit den Merkmalen des Anspruchs 1.
In einer weiteren erfindungsgemäßen Ausgestaltung wird die Aufgabe gelöst durch ein Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC- Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 0,8 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von 5 bis 200°C oberhalb der Austenitisierungstemperatur liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad >1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich von 50 bis 2000C unterhalb Al (AI-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem unteren Temperaturband von Al-IOO0C bis Al liegt, d) schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur mit Abkühlraten oberhalb 20 K/min, wobei die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt und einen
Umformgrad > 1,5 aufweist, mit den Merkmalen des Anspruchs 2.
Weitere Aspekte der Erfindung sind ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Halbzeug aus UHC- Leichtbaustahl mit superplastischem Gefüge, bei dem der Si- Gehalt unterhalb 0,8 liegt, wobei das Halbzeug bei einer Temperatur von 800 bis 9800C an Luft warmumgeformt wird, mit den Merkmalen des Anspruchs 7 und eines UHC-Stahls mit einem Si-Gehalt oberhalb 0,8, wobei das Halbzeug bei einer Temperatur von 880 bis 10500C an Luft warmumgeformt wird mit den Merkmalen des Anspruchs 8. Das erfindungsgemäße Verfahren bezieht sich auf UHC- Leichtbaustähle der Zusammensetzung in Gew.% C: 0,8 bis 1, 6 Al: 5 bis 10 Cr: 0,5 bis 3 Si: 0,01 bis 2,8
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen. Bei diesem Stahl ist es von Bedeutung, dass der Al-Gehalt bei zunehmendem Si-Gehalt ebenfalls erhöht wird. Für das Al/Si- Verhältnis wird bevorzugt ein Wert zwischen 15 und 50 gewählt. Der UHC-Leichtbaustahl kann weitere stabilisierende Legierungselemente enthalten, die ausgewählt sind aus der Gruppe Nb, Ti, Mg und/oder N in einer Menge von 0,02 bis unterhalb 0,8 Gew.%. Ein besonders geeigneter UHC- Leichtbaustahl weist die folgende Zusammensetzung in Gew.% auf:
C: 1,2 bis 1,4 % Al: 5,5 bis 7.0 % Cr: 1 bis 2,0 % Si: 0,3 bis 0,6 % Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen.
Ein weiterer besonders geeigneter UHC-Leichtbaustahl mit geringerem Kohlenstoffgehalt weist die folgende
Zusammensetzung in Gew.% auf:
C: 0,8 bis 1,2
Al: 6 bis 7,5
Cr: 0,8 bis 1,8
Si: 0,4 bis 1
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen.
In einer ersten Ausgestaltung der Erfindung gliedert sich der Prozess der thermomechanischen Nachbehandlung in die Verfahrensschritte : a) Erwärmung des Stahls auf eine Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 2000C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (Aon) liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad >1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 200°C unterhalb Ai (Ai-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von Ai bis Ai+200°C und d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb Ai, wobei die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt, einen Umformgrad > 0,5 und Verweilzeit des Stahls bei der Warmumformtemperatur unterhalb 2 min liegt,
Die Temperaturverläufe der erfindungsgemäßen thermomechanischen Behandlung der UHC-Leichtbaustähle ist anhand von Abbildungen schematisch dargestellt.
Dabei zeigen
Fig. 1 Temperaturverlauf zur Einstellung des superplastischen Gefüges bei der Warmumformung im oberen Temperaturband und Fig. 2 Temperaturverlauf zur Einstellung des superplastischen Gefüges bei der Warmumformung im unteren Temperaturband.
Für den erfindungsgemäßen Prozess ist es von besonderer Bedeutung, dass nach der Heißumformung im Schritt b) eine Warmumformung in einem Temperaturband oberhalb Ai erfolgt, Schritt c) . Das Temperaturband ist für den eingesetzten UHC- Leichtbaustahl auf 2000C ab der Ai-Temperatur festgelegt. Zu hohe Temperaturen und zu lange Verweilzeiten oberhalb Ai führen zu einer Schädigung des Gefüges. Dabei können hier bereits geringe Abweichungen großen Einfluss auf die optimalen Warmumformbedingungen (Temperatur und Umformkräfte) der später durchzuführenden Warmumformung nach sich ziehen. Die Verweilzeit ist daher erfindungsgemäß auf unterhalb 2 Minuten begrenzt. Besonders bevorzugt liegt die Prozessdauer im oberen Temperaturband bei unter 1 min. Für die Einstellung des optimalen Gefüges ist dabei nicht nur der Temperaturbereich in den Verfahrensstufen a) und b) sondern auch der Grad der mechanischen Umformung von besonderer Bedeutung.
Die Heißumformung (b) soll einen ümformgrad (φ) > 1,2 aufweisen. Der Stahl muss dabei während der Umformung auf Temperaturen deutlich unterhalb Ai abkühlen. Die Abkühlrate muss mindestens einer Abkühlung durch Umgebungsluft entsprechen. Auch Abschrecken kann zweckmäßig sein. Umformgrade deutlich über φ > 1,2 können eingestellt werden, sind jedoch aus Kostengründen auf das erforderliche Mindestmaß zu begrenzen. Bevorzugt wird die Heißumformung mit einem Umformgrad von 1,2 bis 2 durchgeführt wird. Ein Bereich von φ = 1,3 bis 1,7 ist besonders zweckmäßig.
Der Umformgrad (φ) gibt dabei immer das Verhältnis der charakteristischen Abmessungen des Stahlteils unmittelbar vor und unmittelbar nach dem entsprechenden Umformschritt an. Beispielsweise ist bei runden Stahlteilen, die bei der Umformung eine Reduzierung des Durchmessers erfahren, die charakteristische Abmessung des Umformgrades die Querschnittsfläche (A) . Bei quadratischen oder rechteckigen Stahlteilen, die zu Blechen ausgewalzt werden, wird als charakteristische Abmessung typischerweise die Höhe bzw. Dicke (h) herangezogen. Der Umformgrad (φ) ist das logarithmische Verhältnis von Anfangsabmessung zu Endabmessung, entsprechend φ= ln(A0/A) oder φ=ln(ho/h).
Von besonderer Bedeutung ist die Größe des Umformgrades im Schritt c) . Da sich der Stahl hier bereits relativ zur Schmiedetemperatur auf vergleichsweise sehr niedrigem Temperaturniveau befindet sind die Umformkräfte sehr hoch. Der Prozessschritt ist demgemäß kostenintensiv und ist daher auf möglichst geringe Umformgrade zu beschränken. Erfindungsgemäß wird ein Umformgrad φ > 0,5 gewählt. Zweckmäßig sind Umformgrade im Bereich von φ= 0,5 bis 1. Besonders bevorzugt wird die Warmumformung in dem oberen Temperaturband mit einem Umformgrad von 0,8 bis 1,5 durchgeführt.
Als Gesamtumformgrad aus den Verfahrensschritten b) und c) sind φ= 1,7 bis 2,5 bevorzugt
Der Prozessschritt c) wird erfindungsgemäß quasi-isotherm durchgeführt. Dies bedeutet, dass während der Umformung über das Stahlteil im Mittel eine gleich bleibende Temperatur herrscht, die sich nur um wenige °C ändert. Wird die Umformung in einer Walzstraße vorgenommen, so kann hierzu erforderlichenfalls zwischen mehreren aufeinander folgenden Stichen eine Zwischenwärmung erfolgen. Die isotherme Prozessführung ist für eine gleichmäßige Ausbildung des Gefüges erforderlich. Das obere Temperaturband wird bevorzugt auf Ai+50°C bis A^lSO0C eingeschränkt. Bei dieser thermomechanischen Behandlung wird die lamellare Perlitstruktur auflöst, ohne dass sich die C-Atome homogen in den Austenit-Körnern verteilen können. Durch diese thermomechanische Behandlung wird ein homogenes, vollständig sphäroidisiertes Gefüge erzeugt, das sowohl leicht unterhalb als auch leicht oberhalb der Aci Temperatur eine stark ausgeprägte Duktilität aufweist.
Die Ai-Temperaturen des UHC-Leichtbaustahls sind besonders durch die Legierungselemente Al und Si beeinflusst. Der Kohlenstoffgehalt hat in den angegebenen Grenzen dagegen kaum einen Einfluss.
Beispielhafte Ai-Temperaturen und ACm-Temperaturen in Klammern in Abhängigkeit der Legierungsgehalte Al und Si sind:
5% Al, 0% Si : 8100C
6,5% Al, 0% Si: 822°C (935°C)
10% Al, 0% Si: 9500C 7,0%Al, 0,2% Si: 9000C (10000C)
6,5% Al, 0,4% Si: 865°C (980°C) 7,5% Al, 0,4% Si: 911°C (10200C)
10% Al, 2% Si: 115O0C (11850C).
Nach dem Prozessschritt c) ist in Schritt d) relativ langsam unterhalb Al abzukühlen. Die Abkühlrate liegt bevorzugt unterhalb 20°C/min bis zum Erreichen einer Temperatur unterhalb Ai. Hierauf kann schnell abgekühlt werden, beispielsweise durch Luft-Abschreckung. Für die Prozessführung ist es von Vorteil, wenn die Heißumformung in derselben Umformanlage erfolgt. Besonders bevorzugt werden die Stähle in mehreren Stichen in derselben Walzanlage behandelt und erforderlichenfalls induktiv zwischengeheizt .
In einer Alternative zu der geschilderten Warmumformung in einem oberen Temperaturband ist es ebenso möglich den Stahl in einem unteren Temperaturband thermomechanisch zu behandeln und zu einem optimierten superplastischen Gefüge zu gelangen. Die Homogenisierungsbehandlung im Schritt a) ist die gleiche ändert sich gegenüber dem oben geschilderten Verfahren nicht. Auch bei Schritt b) , der Heißumformung sind die gleichen Umformtemperaturverläufe und Umformgrade zu wählen. Am Ende des Prozessschrittes b) , soll die Temperatur im Bereich von 50 bis 2000C unterhalb Al (AI-Temperatur) liegen, um in den Bereich der Anfangstemperatur für den folgenden Warmumformschritt in einem unteren Temperaturband zu gelangen. Die Warmumformung c) erfolgt bei dieser Variante in einem unteren Temperaturband von Ai-IOO0C bis Ai. Aufgrund der geringeren Temperaturen treten hierbei höhere Umformkräfte auf als bei der ersten Variante der Warmumformung. Dagegen tritt bei der niedrigeren Temperatur die unerwünschte Diffusion der Kohlenstoffatome in den Austenit weniger in Erscheinung. Nach der thermomechanischen Behandlung im unteren Temperaturband ist eine schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur mit Abkühlraten oberhalb 20 K/min durchzuführen (Schritt d) .
Erfindungswesentlich ist bei der Warmumformung im unteren Temperaturband ein höherer Mindest-Umformgrad als im oberen Temperaturband, der bei φ > 1,5 , liegt. Bevorzugt sind Werte von φ =1,7 bis 3 und besonders bevorzugt 1,7 bis 2,2. Als Gesamtumformgrad aus den Verfahrensschritten b) und c) sind hier φ= 2,7 bis 3 bevorzugt.
Für d) sind Abkühlraten oberhalb 20 K/min bis Raumtemperatur vorzusehen. Sobald die thermomechanische Behandlung abgeschlossen ist, kann das Stahl-Halbzeug auch abgeschreckt werden. Thermomechanische Spannungen aufgrund hoher Abkühlraten im Halbzeug sind dabei ohne Bedeutung, wenn als nachfolgender Umformprozess das Warmumformen bei superplastischen Temperaturen gewählt wird.
In beiden Prozessvarianten, mit Warmumformung im oberen oder im unteren Temperaturband wird ein superplastisches Gefüge eingestellt, das sich insbesondere durch die Kristallitgrößen der Phasen Ferrit und Karbid charakterisieren lässt. Bevorzugt liegt die mittlere Partikelgröße, bzw. der mittlere Partikeldurchmesser von Ferrit < 5 μm, von proeutektoiden Karbiden < 3 μm und von eutektoiden Karbiden < 1 μm. Der Volumenanteil der Karbidphasen liegt bevorzugt im Bereich von 15 bis 25% an feinen sphäroiden (eutektoiden) Karbiden und 20 bis 30% an gröberen sphäroiden (proeutektoiden) Karbiden.
Bevorzugt wird der Prozess in den Schritten b) und c) so gefahren, dass der Anteil an proeutektoiden Karbiden nur gering von demjenigen der eutektoiden Abweicht. Bevorzugt liegt das Verhältnis von proeutektoiden/eutektoiden Karbiden im Bereich von 0,8 bis 1,2. Ein weiterer Aspekt der Erfindung sind Warmumform-Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Halbzeug aus UHC- Leichtbaustahl mit superplastischem Gefüge, wie es durch den erfindungsgemäßen Prozess hergestellt werden kann. Hinsichtlich der Prozessfenster ist bei den Temperaturbedingengen in Abhängigkeit des Si-Gehaltes zu unterscheiden. Wenn der Si Si-Gehalt unterhalb 0,8 liegt wird das Halbzeug aus UHC-Stahl mit superplastischem Gefüge erfindungsgemäß bei einer Temperatur von 800 bis 9800C an Luft warmumgeformt wird.
Für Si-Gehalte oberhalb 0,8 % wird das UHC-Halbzeug bei einer Temperatur von 880 bis 10500C an Luft warmumgeformt.
Die Temperaturen der erfindungsgemäß angewendeten Warmumformung liegen deutlich unterhalb der üblichen Schmiedetemperaturen derartiger Stähle. Diese vergleichsweise geringeren Temperaturen haben einen bedeutenden Vorteil für die Umformwerkzeuge. Häufig können konventionelle Stahlwerkzeuge statt der sonst erforderlichen Hochtemperaturwerkzeuge eingesetzt werden.
Bei der Warmumformung werden so hohe Prozessgeschwindigkeiten eingestellt, dass die für superplastische Verformungen typischen extrem hohen Umformgrade nicht erreicht werden können. Vielmehr ist der Prozess auf niedrige und im Maschinenbau typische Umformgrade von Stählen optimiert, die bevorzugt oberhalb 2 liegen.
Für die UHC-Leichtbaustähle wird bei der Warmumformung bevorzugt bei einem Prozessdruck unterhalb von 150 bis 180 MPa und einer Umformgeschwindigkeit oder Formänderungsgeschwindigkeit (ε' =relative
Längenänderung/Anfangslänge pro Zeiteinheit) oberhalb von 0,1/s gearbeitet. Das ist typischweise der 100 bis 1000-fache Wert, der für superplastische Stähle üblichen (Umformgeschwindigkeit von etwa 10"3 bis 10"5 s"1) und liegt damit in einem Bereich, der industriegemäße Formgebungs- Zykluszeiten überhaupt erst zulässt. Die Auslegung des Prozesses kann auf geringen Prozessdruck oder auf hohe Umformgeschwindigkeiten optimiert werden, je nach gewähltem Umformverfahren oder Umformwerkzeug. Besonders bevorzugte Umformungsgeschwindigkeiten liegen oberhalb 0,5/s.
Werden UHC-Leichtbaustähle eingesetzt, die ein superplastisches Gefüge aufweisen sind auch unter den nicht superplastischen Bedingungen der Warmumformung sehr hohe Umformgrade erzielbar. Bevorzugt werden bei der Warmumformung Dehnungen des Stahl-Halbzeugs im Bereich von 50 bis 300% durchgeführt .
Die UHC-Leichtbaustähle werden bevorzugt für die Fertigung von Fahrwerksbauteilen, Getriebeteilen, Zahnrädern oder Leichtbaupleuel für Kraftfahrzeuge eingesetzt.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 0,8 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine
Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von bis zu 2000C oberhalb der Austenitisierungstemperatur (Acm) liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad >1,2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich bis zu 2000C unterhalb Ai (Ai-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem oberen Temperaturband von Al bis Ai+200°C und d) langsame Abkühlung mit einer Abkühlrate unterhalb 20°C/min auf eine Temperatur unterhalb Ai, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt, einen Umformgrad > 0,5 aufweist und die Verweilzeit des Stahls bei der Warmumformtemperatur unterhalb 2 min liegt.
Verfahren zur Herstellung des superplastischen Gefüges von Halbzeugen aus UHC-Leichtbaustählen der Legierungszusammensetzung C von 0,8 bis 1,6 Gew.%, Al von 5 bis 10 Gew.%, Cr von 0,5 bis 3 Gew.%, Si von 0,01 bis 2,8 Gew.% und Rest Eisen sowie übliche stahlbegleitende Verunreinigungen, mit den Schritten a) Erwärmung des Stahls auf eine
Homogenisierungstemperatur die in einem Bereich von 5 bis 2000C oberhalb der Austenitisierungstemperatur liegt b) Heißumformung mit einem Umformgrad >1,
2 unter stetiger Abkühlung auf eine Temperatur, die im Bereich von 50 bis 2000C unterhalb Al (AI-Temperatur) liegt, c) Warmumformung bei einer Temperatur in einem unteren Temperaturband von Al-IOO0C bis Al liegt, d) schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur mit Abkühlraten oberhalb 20 °C/min, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung quasi-isotherm erfolgt und einen
Umformgrad > 1,5 aufweist.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung im Schritt c) unmittelbar auf die Heißumformung in derselben Umformanlage erfolgt.
4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Heißumformung mit einem Umformgrad von 1,5 bis 2 durchgeführt wird.
5. Verfahren nach einem der voran gegangenen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung in dem oberen Temperaturband mit einem Umformgrad von 0,8 bis 1,5 geführt wird.
6. Verfahren nach einem der voran gegangenen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung in dem unteren Temperaturband mit einem Umformgrad von 2 bis 3 geführt wird.
7. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Halbzeug aus UHC-Leichtbaustahl mit superplastischem Gefüge, erhältlich nach einem der voran gegangenen Ansprüche, wobei der Si-Gehalt unterhalb 0,8 liegt, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug bei einer Temperatur von 800 bis 980cC an Luft warmumgeformt wird.
8. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Halbzeug aus UHC-Leichtbaustahl mit superplastischem Gefüge, erhältlich nach einem der voran gegangenen Ansprüche, wobei der Si-Gehalt oberhalb 0,8 liegt, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug bei einer Temperatur von 880 bis 10500C an Luft warmumgeformt wird.
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