WO2013064698A2 - Verfahren zur herstellung hochfester bauteile aus stahlguss mit trip/twip eigenschaften und verwendung der hergestellten bauteile - Google Patents

Verfahren zur herstellung hochfester bauteile aus stahlguss mit trip/twip eigenschaften und verwendung der hergestellten bauteile Download PDF

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Definitions

  • the invention relates to a method for producing high-strength components made of cast steel with TRIP / TWIP properties.
  • the cast steel used has an austenitic or austenitic-martensitic structure. The process produces low-cost, high-strength, lean components, even with complicated geometry.
  • WO 2008/009722 A1 describes a process for the production of austenitic stainless steel castings and their use.
  • a cast steel is shown, which shows a TRIP effect due to its chemical composition.
  • the TRIP effect results in a simultaneous increase in strength and toughness. For example, tensile strengths of more than 550 MPa and elongations at break of more than 30% are achieved for the cast steel parts.
  • the steel moldings do not undergo hot or cold forming during the manufacturing process.
  • the TRIP effect is only triggered in the cast steel parts during use. For this purpose, external stresses must act on the material. Due to the TRIP effect, the steel cast solidifies and also has a large toughness reserve, which protects the steel from breakage.
  • the patent specification DE 102009013631 B3 describes a method for producing high-strength molded parts (components) in its final dimensions from high-alloy cast steel with plasticity effects and their use.
  • a near-net shape blank with narrow dimensional tolerance by casting preferably produced by the fine-pressure casting or squeeze casting process of high-alloy steel casting with TRIP or TWIP effect.
  • the geometry of the cast, near-net shape blank differs only slightly from the geometry of the finished part. Therefore, this blank undergoes only a small cold forming below 200 ° C.
  • the technology concept underlying DE 102009013631 B3 consists of the casting of a near-net shape blank, which receives the final contours of the finished part by a weak cold forming without or, if appropriate, with a recrystallization annealing.
  • a disadvantage of the described method is that only end sparklentahe castings are used as the starting material for the finished molded parts.
  • the dimensions and geometries of the near-net shape castings differ only slightly from the dimensions and geometries of the finished part.
  • the first cold working degree is less than 20% for austenitic steels and less than 15% for austenitic-martensitic steels.
  • an intermediate annealing must be carried out in order to realize further cold forming and to transfer the casting into the finished part. Due to the low cold forming, the strength-increasing effect of cold forming is weak.
  • the invention has for its object to develop a process for the production of high-strength steel castings with TRIP / TWIP properties, which allows to produce these components inexpensively by cold working of semi-finished in the form of, for example, heavy plate, tube, rod and coil material.
  • the object is achieved by a method for producing high-strength components in the form of high-cold-formed semi-finished or high-cold formed molded parts, in austenitic or austenitic-martensitic steel casting with
  • Cold forming means that the cast semifinished product or molded part cooled down to room temperature is not warmed up before or during the shaping, wherein heating by the deformation itself does not count as warming up. According to the invention, however, the cold-formed semi-finished products or molded parts are cooled during cold forming, ie heating of the castings is restricted during cooling by cooling or by stepwise cold forming with subsequent cooling to room temperature. With a correspondingly high re-use of cold-formed castings in the vicinity of room temperature, without recrystallization or reversion of the austenite austenite in austenite, extremely high flow rates can be achieved in this way. Elongation limits are generated. In the case of very high cold forming, the yield and flow limits are only slightly lower than the tensile strengths of the components.
  • the room temperature is determined by the ambient temperature of the air.
  • the temperature of the medium used (air, oil, water) to which the parts are subjected at the beginning of cold forming determines the initial temperature during forming. If the parts are removed, for example, from fresh tap water, this initial temperature is usually slightly lower than room temperature. However, in the sense of the inventive method, this temperature is likewise attributed to the room temperature for cold forming.
  • the degree of cold transformation ⁇ in% is the quotient of length or thickness change to initial length or thickness times 100%.
  • Martensit temperature or Ms temperature is the temperature at which 1% martensite spontaneously forms from austenite during cooling.
  • TRIP / TWIP property means that the austenite of the cast steel transforms into ⁇ - and / or ⁇ '-martensite during a mechanical stress deformation-induced. As a result, the plastic deformation capacity and the tensile strength increase. By twinning (TWIP effect) these property changes can be enhanced.
  • Austenitic steels are high-alloyed steels. At room temperature, they have an austenitic structure with u. U. small ⁇ -ferrite. The Ms temperatures for the ⁇ '- or ⁇ -martensite formations are below room temperature.
  • Austenitic-martensitic steels are also high-alloyed steels. They have a lower alloy content compared to austenitic steels. The Ms temperatures for the ⁇ '- or ⁇ -martensite formations are above room temperature.
  • Cast steel is steel, which is cast in molds.
  • stainless or high manganese austenitic or austenitic-martensitic steel casting with a chromium content of> 12% by mass or with a manganese content of> 16% by mass is used.
  • the carbon content of the used austenitic or austenitic-martensitic cast steel is less than 0.25 Ma%, the nitrogen content is less than 0.20 Ma%.
  • Austenitic and austenitic-martensitic steel castings with TRIP / TWIP properties endure extremely high cold work without any intermediate annealing and thus strengthen stronger than comparable steels without these effects.
  • Cold forming grades of more than 90% for the austenitic steels and more than 50% for the austenitic-martensitic steels near room temperature can be applied without any intermediate annealing.
  • a necessary condition is that heating of the castings during cold forming is restricted by cooling or by stepwise cold forming followed by cooling to room temperature.
  • the forming conditions (degrees of deformation, forming speed) must be adjusted so that the formed part does not exceed a temperature range of 60 to 80 ° C in the process of cold forming.
  • the cooling of the semifinished products or molded parts during cold forming is required so that their heating above 80 ° C is omitted.
  • the room temperature is raised to max. 60 ° C, preferably cooled to room temperature to 40 ° C. Heating above 80 ° C causes a weakening of the TRIP and TWIP effect of the cold formed part. This is associated with a decrease in the cold workability.
  • the cooling can be done by lubrication and consequent reduction of friction or by cooling media.
  • high cold working temperatures can be achieved without any intermediate annealing if a large number of passes are made with low stitch reductions and the parts are then cooled down to room temperature.
  • the cast semi-finished products or shaped parts have the shape of heavy plate, rod material, pipe or coil and are converted by the cold forming accordingly in sheet, in rod material with a smaller cross section, in thin-walled tube or in coil material.
  • cold forming takes place in several passes.
  • the molding or semi-finished product is cooled to room temperature after each cold forming pass.
  • the cold-formed semifinished product or molded part in the temperature range of 600 to 900 ° C, preferably in the temperature range of 600 to 800 ° C, annealing at a hold time of 5 to 30 min, preferably from 10 after 20 minutes and after cooling to room temperature subjected to further cold working with a degree of deformation of 20% to near 100% for austenitic steels and of more than 20% to 60% for austenitic-martensitic steels.
  • the remodeling martensite converts partially or completely into austenite without any recrystallization taking place. In this case, a reloading by cold forming at room temperature also high flow and expansion limits are achieved.
  • the annealing takes place at temperatures above the recrystallization temperature, the strength properties decrease and the toughness properties of the re-stressed components increase with increasing recrystallization or increasing retention time. If the recrystallization annealing achieves complete softening of the austenitic microstructure and, moreover, a finely dispersed austenite microstructure results, then in the case of renewed cold forming with appropriate cooling, a TRIP / TWIP effect can be triggered at a higher voltage level.
  • the annealed austenite exhibits a TRIP / TWIP effect at and above room temperature.
  • the strength properties of the recrystallized austenite are higher, the more finely disperse and higher the austenite is.
  • the measure of the product of tensile strength and elongation at break is high. This indicates a high cold workability of the recrystallized austenite in the intermediates.
  • the annealed products are subsequently subjected to further severe cold working, inducing a TRIP / TWIP effect at an elevated level of strength.
  • the formed material is cooled to room temperature.
  • the degrees of deformation are from 20 to close to 100% and for austenitic-martensitic steels from more than 20 to around 60%.
  • the result is finished, high-strength components made of high cold formed steel castings in the form of semi-finished or molded parts without and with complicated geometry that can be used as a construction, wear or crash element.
  • the cold-formed semi-finished products or molded parts hereinafter also referred to as components, components after the last cold forming step in the temperature range between room temperature and 100 ° C, preferably between room temperature and 80 ° C, 1 h to 72 hours, preferably 1 h to 48 hours, outsourced.
  • the semi-finished products or molded parts produced by the process according to the invention can be outsourced to increase the strength properties.
  • the aging takes place by holding at temperatures above room temperature and is particularly effective in cold-formed structural states.
  • the increases in strength increase with increasing degree of cold working, increasing aging temperature and removal time.
  • the toughness properties decrease with increasing cold working degree and increasing aging temperature and with increasing aging time.
  • Outsourced components have a yield strength of up to 150 MPa compared to non-paged components with a 0.2% proof strength.
  • the fatigue strength is up to 70 MPa higher.
  • the outsourcing effect is accompanied by up to a three-fold increase in the elongation at break compared to non-outsourced components.
  • the components produced according to the invention achieve a high property profile with respect to the combination of tensile strength and elongation at break compared to the parts which are produced via the near-net-cast route.
  • finished semi-finished products and molded parts according to the invention have high strength properties, high hardnesses and high wear resistance combined with low toughness properties. Comparable properties can not be achieved by hot forming or by near-net-shape casting technology.
  • By increasing the strength of manufactured structural parts can absorb higher forces, and it is possible to produce high-strength precast parts with slim dimensions and complicated geometries. Thus, the benefits of Leichbaus come into play.
  • the components produced by the method according to the invention with their properties can not be generated by the near net shape casting technology and a lower cold working of the castings.
  • the inventive method is material and energy saving and the manufactured components are used as a construction, wear or crash element with the highest quality.
  • finished austenitic cast steel components can have a 0.2% yield strength of about 400 to 950 MPa, a tensile strength of about 750 to 1200 MPa, a constriction of about 40 to 10% and an elongation at break of about 50 to 2% after aging at room temperature.
  • Finished components made of austenitic-martensitic cast steel are characterized by a 0.2% yield strength of about 450 to 1 100 MPa, a tensile strength of about 900 to 1600 MPa, a constriction of about 30 to 5% and an elongation at break of about 30 to 1% after aging at room temperature.
  • the mechanical parameters of the finished components are determined according to DIN 50 125 or DIN 50 1 14.
  • the hardness test is carried out according to Vickers.
  • the components are therefore suitable for high static and dynamic loads.
  • the components can be used for slim wear or crash elements, for mechanical and structural parts or as fastening and structural elements and for reinforcements.
  • the casting skin is removed. Thereafter, the board is thinned in a roll stand in several stitches by about 0.3 mm. As a result, the Board was thinned to a sheet with the thickness of 0.7 mm by rolling. The total cold working degree is thus 96%. There is no annealing between the individual stitches.
  • deformation twins and approximately 50% ⁇ '-martensite are formed in the cold-formed sheet.
  • the 0.2% yield strength of the sheet is 880 MPa and the tensile strength is 1040 MPa, the neck is 13% and the elongation at break is 5%.
  • the cast skin After pouring and solidifying, the cast skin is removed. Thereafter, the board is pre-rolled at room temperature to a thickness of 12 mm. This solidifies the material. Slip belts, stacking faults, twins and small amounts of ⁇ - and ⁇ '-martensite are formed in the austenite. As a result of ⁇ '-martensite formation, the cast steel becomes weakly ferromagnetic.
  • the cold formed board is subsequently subjected to annealing at 700 ° C and 20 minutes holding time and cooled in water to room temperature.
  • annealed austenite the structural defects produced by cold forming in the form of martensitic microstructure constituents are completely dissolved and no longer present.
  • the annealed austenite has above all a higher dislocation density and a smaller grain size than the austenite in the cast material. It is completely surprising that z. B. slip bands with twin structures in austenite after annealing partially retained. The is indicated indirectly by a hardness increase of about 20%.
  • the tensile strength of the annealed austenite has increased from the original 550 MPa to 650 MPa and the elongation at break from the original 60% to 71%. This indicates increased calcinability of the annealed austenite over the austenite in the as-cast condition.
  • the preformed blank with the annealed austenite is subsequently cold-rolled to 30 mm thickness at room temperature without intermediate heating and with lubricant to a thickness of 1 mm. After each pass, however, the sample heated by the cold working is cooled in water to room temperature before the next pass is made. The degree of cold working is 95%. Due to the very high cold forming, an austenitic-martensitic microstructure with ⁇ '-martensite content of approx. 25% has been established in addition to a large number of slip bands and deformation twins.
  • the finished sheet has a hardness HV 10 of 520, a 0.2% proof stress of 620 MPa, a tensile strength of 950 MPa and an elongation at break of 3 to 10%.
  • the chill casting produces a semi-finished product as a cast plate with a length of 500 mm, a width of 150 mm and a thickness of 15 mm. After casting and solidification, the casting skin is removed. Thereafter, the board is pre-rolled at room temperature to a thickness of 9 mm in several passes without intermediate heating. After each pass, however, the sample heated by the cold working is cooled in water to room temperature before the next pass is made.
  • This cold-formed board is subsequently subjected to an annealing at 700 ° C and 20 minutes holding time and cooled in water to room temperature.
  • the 30% formed martensite produced by the cold forming has been converted back into austenite.
  • the microstructure at room temperature again consists of approx. 50% austenite and approx. 50% ⁇ '-martensite.
  • the recrystallized and reverted austenite in turn has a significantly higher dislocation density and a smaller grain size than the austenite in the cast material. This is indirectly indicated by a hardness increase of almost 100%.
  • the tensile strength of the annealed austenitic-martensitic steel has increased by the treatment of originally 750 MPa to 950 MPa.
  • the elongation at break changes from originally 48% to 40%. This indicates increased cold workability of the annealed austenitic-martensitic steel over the cast condition.
  • the preformed board is then cold rolled in 10 passes at RT with no intermediate heating and with lubricant to a thickness of 7.5 mm. After each stitch, it is waited until the material has cooled down to room temperature. The total Endkaltumformgrad is thus about 50%. Due to the further cold forming an almost completely martensitic microstructure has set.
  • the heavy plate has a 0.2% proof stress of 860 MPa, a tensile strength of 1350 MPa and an elongation at break of 1.5%.
  • Shaped part made of austenitic CrMnNi steel
  • This tube is pressed together in a forming machine at room temperature, while about 30% cold formed. It is cooled down to room temperature with water or lubricant. The result is a solidified intermediate in the form of a round body.
  • This intermediate has a predominantly austenitic structure with a variety of structural defects and increased dislocation density.
  • This part subsequently undergoes annealing at 700 ° C and 20 minutes holding time. After water cooling, an austenitic state has been set at an increased level of strength with an improved TRI P / TW IP effect.
  • the recrystallized molded part is therefore subsequently finished in several cold forming steps with very high and different degrees of cold deformation of the pin and the ball in a rotary swaging machine to a ball joint pin. During the repeated cold forming with small forming steps is additionally cooled, so that the formed workpiece during kneading is kept approximately at room temperature.
  • the strongly formed parts of the pin and ball are high strength.
  • the structure of the ball, which is exposed to wear in use, is predominantly martensitic.
  • the hardness HV10 of the ball is 880 hardness units. Thus, the required resistance to the wear stress is applied.
  • the casting skin is removed. Thereafter, short proportional bars are made from the material.
  • the tensile bars are stretched at room temperature by 40% with a strain rate of 1 mm / s. Heating of the samples is thereby largely avoided.
  • a TRIP / TWIP effect is triggered. It forms sliding bands, stacking faults, twins and about 10% ⁇ '-deformation martensite.
  • the originally paramagnetic steel becomes ferromagnetic as a result of ⁇ '-martensite formation.
  • the 0.2% yield strength of the cast material is about 255 MPa and the strength after 40% elongation is 560 MPa, which corresponds to a true stress of 784 MPa.
  • the tensile bars stretched by 40% are subsequently removed at room temperature and at different times of 1 min and for 1, 3, 7 and 24 hours at room temperature and 80 ° C and subjected to breakage.
  • pre-stretched samples show an increase in the upper yield strength, tensile strength and elongation at break.
  • Tables 1 and 2 show the change in these properties as a function of the aging time at room temperature and 80 ° C.
  • the upper yield strength, the tensile strength and the elongation at break increase. Instead of the original 0.2% proof stress, an increasingly pronounced lower and upper yield strength is registered with increasing aging time.
  • the upper yield strength is close and only slightly below the tensile strength of the steel.
  • the proportion of ⁇ '-deformation martensite does not change due to reloading and paging. In all tensile specimens stretched by 40% at room temperature, the proportion is about 10%.
  • Table 1 Change in mechanical properties as a function of the aging time at room temperature.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile aus austenitischem oder austenitisch-martensitischem Stahlguss mit TRIP/TWIP-Eigenschaften und mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von W < 35mJ/m2 entsprechend der Beziehung, wobei zunächst Halbzeuge oder Formteile aus dem Stahlguss mit herkömmlichen Schmelzverfahren erschmolzen und ohne enge Maßtoleranz abgegossen werden, wobei die Halbzeuge oder Formteile nachfolgend mit einem Umformungsgrad von 20 % bis nahe 100 % für austenitische Stähle und von mehr als 20 % bis 60 % für austenitisch-martensitische Stähle, kalt umgeformt werden, wobei während der Kaltumformung die kalt umgeformten Halbzeuge oder Formteile gekühlt werden, so dass deren Erwärmung über 80 °C unterbleibt. Die so hergestellten Bauteile als Konstruktions-, Verschleiß- oder Crashelement.

Description

Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile aus Stahlguss mit TRIP/TWIP Eigenschaften und Verwendung der hergestellten Bauteile
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile aus Stahlguss mit TRIP/TWIP-Eigenschaften. Der eingesetzte Stahlguss weist ein austenitisches oder austeni- tisch-martensitisches Gefüge auf. Mit dem Verfahren werden hochfeste, schlanke Bauteile, auch mit komplizierter Geometrie, kostengünstig hergestellt.
In den letzten Jahren hat sich gezeigt, dass austenithaltiger Stahlguss mit TRIP/TWIP- Eigenschaften über ein erhöhtes Energieabsorptions- und Kaltumformvermögen verfügt, welches technisch für die Herstellung vor allem von Crash- und Verschleißteilen genutzt wird. So wird diesbezüglich in der Patentschrift WO 2008/009722 A1 ein Verfahren zur Herstellung nichtrostender austenitischer Stahlformgussteile und deren Verwendung beschrieben. Dabei wird ein Stahlguss aufgezeigt, der aufgrund seiner chemischen Zusammensetzung einen TRIP-Effekt zeigt. Der TRIP-Effekt hat einen gleichzeitigen Festigkeits- und Zähigkeitsanstieg zur Folge. So werden für die Stahlformgussteile Zugfestigkeiten von größer 550 MPa und Bruchdehnungen von mehr als 30 % erreicht. Die Stahlformgussteile erfahren im Herstellungsprozess keine Warm- oder Kaltumformung. Der TRIP-Effekt wird in den Stahlformgussteilen erst im Einsatz ausgelöst. Dazu müssen auf das Material entsprechende äußere Spannungen einwirken. Aufgrund des TRIP-Effekts verfestigt der Stahlguss und besitzt darüber hinaus eine große Zähigkeitsreserve, wodurch der Stahl vor Bruch geschützt wird.
In der Patentschrift DE 102009013631 B3 werden ein Verfahren zur Herstellung hochfester Formteile (Bauteile) in seinen Endabmessungen aus hochlegiertem Stahlguss mit Plastizitätseffekten und deren Verwendung beschrieben. Dabei wird ein endkonturnahes Rohteil mit enger Maßtoleranz durch Gießen, vorzugsweise nach dem Fein-Druckguss- oder Squeeze Casting-Verfahren aus hochlegiertem Stahlguss mit TRIP- oder TWIP-Effekt hergestellt. Die Geometrie des gegossenen, endkonturnahen Rohteils weicht nur wenig von der Geometrie des Fertigteiles ab. Dieses Rohteil erfährt deshalb nur eine geringe Kaltumformung unterhalb 200°C. Das DE 102009013631 B3 zugrunde liegende Technologiekonzept besteht aus dem Gießen eines endkonturnahen Rohteiles, welches durch jeweils eine schwache Kaltumformung ohne oder gegebenenfalls mit einer Rekristallisationsglühung die Endkonturen des Fertigteiles erhält. Von Nachteil des geschilderten Verfahrens ist, dass als Ausgangsmaterial für die gefertigten Formteile ausschließlich endkonturnahe Gussteile verwendet werden. Die Abmessungen und Geometrien der endkonturnahen Gussteile unterscheiden sich nur wenig von den Abmessungen und Geometrien des Fertigteils. Nach DE 102009013631 B3 ist der erste Kaltumformgrad kleiner 20 % für austenitische Stähle und kleiner 15% für austeni- tisch-martensitische Stähle beträgt. Danach muss eine Zwischenglühung erfolgen, um weitere Kaltumformungen zu realisieren und das Gussteil in das Fertigteil zu überführen. Aufgrund der niedrigen Kaltumformung fällt die festigkeitssteigernde Wirkung der Kaltumformung nur schwach aus.
Der Erfindung liegt die technische Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Bauteilen aus Stahlguss mit TRIP/TWIP Eigenschaften zu entwickeln, das gestattet, diese Bauteile kostengünstig durch Kaltumformung von Halbzeug in Form von beispielsweise Grobblech, Rohr, Stangen- und Coilmaterial zu erzeugen.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile in Form von hoch kalt umgeformten Halbzeugen oder hoch kalt umgeformten Formteilen gelöst, bei dem aus austenitischem oder austenitisch-martensitischem Stahlguss mit
TRIP/TWIP-Eigenschaften und mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von W < 55 mJ/m2 , vorzugsweise W < 35 mJ/m2, besonders bevorzugt
W < 25 mJ/m2 entsprechend der Beziehung
W [mJ/m2] = 230 * % C - 54 * % N - 0,1 * % Cr + 2 * % Ni - 4 * % Si + 0,1 * % Mo
- 1 * % Mn - 0,6 * % Co + 0,4 * % AI + 4 * %Cu + 3 * % Nb und einer Ms-Temperatur für die α'-Martensitbildung von kleiner 40°C, zunächst Halbzeuge oder Formteile aus hochlegiertem Stahlguss mit herkömmlichen Schmelzverfahren erschmolzen und ohne enge Maßtoleranz abgegossen werden, und die Halbzeuge oder Formteile nach Abkühlung auf Raumtemperatur einer Kaltumformung von 20 % bis nahe 100 % für austenitische Stähle und von mehr als 20 % bis 60 % für austenitisch-martensitische Stähle unterworfen werden, wobei während der Kaltumformung die kalt umgeformten Halbzeuge oder Formteile gekühlt werden, so dass deren Erwärmung über 80 °C unterbleibt.
Kaltumformung heißt dabei, dass das auf Raumtemperatur abgekühlte gegossene Halbzeug oder Formteil vor oder während der Umformung nicht angewärmt wird, wobei Erwärmungen durch die Umformung selbst nicht als Anwärmen gelten. Erfindungsgemäß werden aber während der Kaltumformung die kalt umgeformten Halbzeuge oder Formteile gekühlt, d.h. eine Erwärmung der Gussteile wird während der Kaltumformung durch Kühlung oder durch schrittweise Kaltumformung mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur eingeschränkt. Bei einer entsprechend hohen Wiederbeanspruchung kalt umgeformter Gussteile in der Nähe von Raumtemperatur, ohne dass eine Rekristallisation oder Rückumwandlung des Um- formmartensits in Austenit vorangegangen ist, können auf diese Weise extrem hohe Fließbzw. Dehngrenzen generiert werden. Bei sehr hohen Kaltumformungen sind die Fließ- bzw. Dehngrenzen nur geringfügig niedriger als die Zugfestigkeiten der Bauteile.
Die Raumtemperatur ist durch die Umgebungstemperatur der Luft festgelegt. Die Temperatur des verwendeten Mediums (Luft, Öl, Wasser), der die Teile bei der beginnenden Kaltumformung ausgesetzt sind, bestimmt die Anfangstemperatur bei der Umformung. Werden die Teile beispielsweise aus frischem Leitungswasser entnommen, so liegt diese Anfangstemperatur in der Regel etwas niedriger als Raumtemperatur. Diese Temperatur wird im Sinne des erfinderischen Verfahrens aber ebenfalls der Raumtemperatur für die Kaltumformung zugerechnet.
Als Kaltumformungsgrad η in % wird der Quotient aus Längen- oder Dickenänderung zu Ausgangslänge bzw. Dicke mal 100 % bezeichnet.
Martensittemperatur oder Ms-Temperatur ist die Temperatur, bei der während der Abkühlung 1 % Martensit spontan aus dem Austenit entsteht.
TRIP/TWIP-Eigenschaft heißt, dass der Austenit des Stahlgusses während einer mechanischen Beanspruchung verformungsinduziert in ε- und/oder ά'-Martensit umwandelt. Als Folge davon steigen das plastische Deformationsvermögen und die Zugfestigkeit an. Durch eine Zwillingsbildung (TWIP-Effekt) können diese Eigenschaftsänderungen noch verstärkt werden.
Austenitische Stähle sind hochlegierte Stähle. Sie weisen bei Raumtemperatur ein austeniti- sches Gefüge mit u. U. geringen δ-Ferritanteilen auf. Die Ms-Temperaturen für die α'- oder ε- Martensitbildungen liegen unterhalb Raumtemperatur.
Austenitisch-martensitische Stähle sind ebenfalls hochlegierte Stähle. Sie weisen im Vergleich zu den austenitischen Stählen einen niedrigeren Legierungsgehalt auf. Die Ms- Temperaturen für die α'- oder ε-Martensitbildungen liegen oberhalb Raumtemperatur.
Als Stahlguss wird Stahl bezeichnet, der in Formen gegossen wird. Man nutzt die vorteilhaften Eigenschaften des Werkstoffes Stahl und zugleich die gießtechnischen Vorteile bei der Bauteilgeometrie und Formgebung. Für das erfindungsgemäße Verfahren wird nichtrostender oder hochmanganhaltiger austenitischer oder austenitisch-martensitischer Stahlguss mit einem Chromgehalt >12 Ma% bzw. mit einem Mangangehalt >16 Ma% eingesetzt.
Als nichtrostender austenitischer oder austenitisch-martensitischer Stahl wird ein Stahlguss eingesetzt, der folgende Bestandteile mit folgenden Massegehalten enthält:
0,01 % < C < 0,20 Ma%
0,01 % < N < 0,20 Ma%
12 % < Cr < 18 Ma%
1 % < Mn < 12 Ma%
0 % < Ni < 12 Ma%
Als hochmanganhaltiger austenitischer oder austenitisch-martensitischer Stahl wird ein Stahlguss eingesetzt, der folgende Bestandteile mit folgenden Massegehalten enthält:
0,01 % < C < 0,25 Ma%
0 % < N < 0,10 Ma%
16 % < Mn < 30 Ma%
0 % < Cr < 5 Ma%.
Der Kohlenstoffgehalt des eingesetzten austenitischen oder austenitisch-martensitischen Stahlgusses ist kleiner als 0,25 Ma%, der Stickstoffgehalt ist kleiner 0,20 Ma%.
Austenitische und austenitisch-martensitische Stahlgussteile mit TRIP/TWIP-Eigenschaften ertragen extrem hohe Kaltumformungen ohne jegliche Zwischenglühung rissfrei und verfestigen dadurch stärker als vergleichbare Stähle ohne diese Effekte. Es können Kaltumformgrade von mehr als 90 % für die austenitischen Stähle und mehr als 50 % für die austenitisch- martensitischen Stähle in der Nähe von Raumtemperatur ohne jegliches Zwischenglühen aufgebracht werden. Notwendige Bedingung ist, dass eine Erwärmung der Gussteile während der Kaltumformung durch eine Kühlung oder durch eine schrittweise Kaltumformung mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur eingeschränkt wird. Die Umformbedingungen (Umformgrade, Umformgeschwindigkeit) müssen so abgestimmt sein, dass das Umformteil im Prozess der Kaltumformung einen Temperaturbereich von 60 bis 80°C nicht ü- bersch reitet. Die Kühlung der Halbzeuge oder Formteile während der Kaltumformung ist erforderlich, so dass deren Erwärmung über 80 °C unterbleibt. Während der Kaltumformung wird auf Raumtemperatur bis max. 60°C, vorzugsweise auf Raumtemperatur bis 40°C gekühlt. Eine Erwärmung über 80 °C bewirkt eine Schwächung des TRIP- und TWIP-Effekts des kalt umgeformten Teiles. Damit verbunden ist eine Abnahme des Kaltumformvermögens. Die Kühlung kann durch eine Schmierung und dadurch bedingte Minderung der Reibung oder durch Kühlmedien erfolgen. Darüber hinaus lassen sich hohe Kaltumformungen ohne jegliche Zwi- schenglühungen realisieren, wenn eine Vielzahl von Stichen mit geringen Stichabnahmen erfolgt und die Teile danach auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
Bei einer entsprechend hohen Wiederbeanspruchung kalt umgeformter Gussteile in der Nähe von Raumtemperatur, ohne dass eine Rekristallisation oder Rückumwandlung des Um- formmartensits in Austenit vorangegangen ist, können auf diese Weise extrem hohe Fließbzw. Dehngrenzen generiert werden
Es werden zunächst Halbzeuge oder Formteile aus hochlegiertem Stahlguss mit herkömmlichen Schmelzverfahren erschmolzen und ohne enge Maßtoleranz in gebräuchliche Formen abgegossen, beispielsweise in Kokillen, Brammen, Knüppeln oder Strängen. Es liegen damit endabmessungsferne Gussteile mit grober, dendritischer Austenitstruktur vor.
Die gegossenen Halbzeuge oder Formteile haben die Form von Grobblech, Stangenmaterial, Rohr oder Coil und werden durch die Kaltumformung entsprechend in Feinblech, in Stabmaterial mit geringerem Querschnitt, in dünnwandiges Rohr oder in Coilmaterial überführt.
Für die Kaltumformung werden herkömmliche Verfahren wie das Walzen, Kneten, Pilgern, Ziehen, Drücken und Pressen angewendet.
Vorteilhaft erfolgt die Kaltumformung in mehreren Stichen. Vorteilhaft wird dazu nach jedem Kaltumformungsstich das Formteil oder Halbzeug auf Raumtemperatur gekühlt.
Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird nach mindestens einem Kaltumformstich das kalt umgeformte Halbzeug oder Formteil im Temperaturbereich von 600 bis 900°C, vorzugsweise im Temperaturbereich von 600 bis 800°C, einer Glühung bei einer Haltezeit von 5 bis 30 min, vorzugsweise von 10 bis 20 min und nach der Abkühlung auf Raumtemperatur einer weiteren Kaltumformung mit einem Umformungsgrad von 20 % bis nahe 100 % für austenitische Stähle und von mehr als 20 % bis 60 % für austenitisch- martensitische Stähle unterworfen. Werden kalt umgeformte Gussteile im Temperaturbereich zwischen der Rückumwandlungs- temperatur des Martensits und der Rekristallisationstemperatur geglüht, so wandelt der Um- formmartensit teilweise oder vollständig in Austenit um, ohne dass eine Rekristallisation stattfindet. In diesem Fall werden bei einer Wiederbelastung durch Kaltumformung bei Raumtemperatur gleichfalls hohe Fließ- und Dehngrenzen erreicht.
Erfolgt die Glühung bei Temperaturen oberhalb der Rekristallisationstemperatur, so sinken die Festigkeitseigenschaften und die Zähigkeitseigenschaften der wiederbeanspruchten Bauteile steigen mit fortschreitender Rekristallisation bzw. steigender Haltezeit. Wird durch die Rekristallisationsglühung eine vollständige Entfestigung des austenitischen Gefüges erreicht und entsteht darüber hinaus ein feindisperses Austenitgefüge, so kann im Fall der erneuten Kaltumformung bei entsprechender Kühlung ein TRIP/TWIP-Effekt auf einem höheren Spannungsniveau ausgelöst werden.
Überraschenderweise weist der geglühte Austenit im Beanspruchungsfall bei und oberhalb Raumtemperatur einen TRIP/TWIP-Effekt auf. Die Festigkeitseigenschaften des rekristallisierten Austenits sind umso höher, je fein disperser und versetzungsreicher der Austenit ist. Die Maßzahl des Produkts aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung ist hoch. Dadurch wird ein hohes Kaltumformvermögen des rekristallisierten Austenits in den Zwischenprodukten angezeigt.
Die geglühten Produkte werden nachfolgend einer weiteren starken Kaltumformung ausgesetzt, wobei ein TRIP/TWIP-Effekt auf erhöhtem Festigkeitsniveau induziert wird. Während der Kaltumformung wird das umgeformte Material auf Raumtemperatur gekühlt.
Für austenitische Stähle liegen die Umformgrade bei 20 bis nahe 100% und für austenitisch- martensitische Stähle bei mehr als 20 bis ca. 60%. Im Ergebnis entstehen endgefertigte, hochfeste Bauteile aus hoch kalt umgeformtem Stahlguss in Form von Halbzeugen oder Formteilen ohne und mit komplizierter Geometrie, die als Konstruktions-, Verschleiß- oder Crashelement verwendet werden können.
Vorteilhaft werden die kalt umgeformten Halbzeuge oder Formteile, nachfolgend auch als Bauteile bezeichnet, Bauteile nach dem letzten Kaltumformungsschritt im Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 100 °C, vorzugsweise zwischen Raumtemperatur und 80 °C, 1 h bis 72 Stunden, vorzugsweise 1 h bis 48 Stunden, ausgelagert. Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Halbzeuge oder Formteile können ausgelagert werden, um die Festigkeitseigenschaften anzuheben. Die Auslagerung erfolgt durch Halten bei Temperaturen oberhalb Raumtemperatur und ist bei kalt umgeformten Gefügezuständen besonders wirksam.
Durch die Auslagerung erfahren die Bauteile überraschenderweise einen gleichzeitigen Anstieg der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Die Streckgrenze, die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung steigen gleichzeitig an. Somit entstehen Bauteile mit erhöhter Festigkeit und gleichzeitig größerer Plastizitätsreserve und niedriger Sprödbruchneigung.
Die Festigkeitszunahmen verstärken sich mit steigendem Kaltumformgrad, zunehmender Auslagerungstemperatur und Auslagerungszeit. Die Zähig-keitseigenschaften nehmen mit steigendem Kaltumformgrad und steigender Auslagerungstemperatur ab und mit steigender Auslagerungszeit zu.
Mit Auslagerung gefertigte Bauteile weisen eine um ca. bis 150 MPa höhere Streckgrenze gegenüber nicht ausgelagerten Bauteilen mit einer 0,2 %-Dehngrenze auf. Die Dauerschwingfestigkeiten sind bis zu 70 MPa höher. Der Auslagerungseffekt geht mit einer bis zu dreifachen Anhebung der Bruchdehnung gegenüber nicht ausgelagerten Bauteilen einher.
Die erfindungsgemäß gefertigten Bauteile erreichen im Vergleich zu den Teilen, die über die endkonturnahe Gussroute hergestellt werden, ein hohes Eigenschaftsprofil bezüglich der Kombination von Zugfestigkeit und Bruchdehnung. Darüber hinaus weisen erfindungsgemäß endgefertigte Halbzeuge und Formteile hohe Festigkeitseigenschaften, hohe Härten und hohe Verschleißwiderstände bei gleichzeitig niedrigen Zähigkeitseigenschaften auf. Vergleichbare Eigenschaften lassen sich nicht über eine Warmumformung oder durch die endkonturnahe Gusstechnologie erreichen. Durch die Festigkeitssteigerung können gefertigte Konstruktionsteile höhere Kräfte aufnehmen, und es gelingt, hochfeste Fertigteile mit schlanken Abmessungen und komplizierten Geometrien herzustellen. Somit kommen die Vorteile des Leichbaus zum Tragen. Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Bauteile mit ihren Eigenschaften lassen sich über die endkonturnahe Gusstechnologie und einer geringeren Kaltumformung der Gussteile nicht erzeugen. Das erfindungsgemäße Verfahren ist material- und energiesparend und die gefertigten Bauteile werden als Konstruktions-, Verschleiß- oder Crashelement mit höchster Qualität eingesetzt.
Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren können endgefertigte Bauteile aus austenitischem Stahlguss eine 0,2 %-Dehngrenze von ca. 400 bis 950 MPa, eine Zugfestigkeit von ca. 750 bis 1200 MPa, eine Einschnürung von ca. 40 bis 10 % und eine Bruchdehnung von ca. 50 bis 2 % nach Auslagerung bei Raumtemperatur aufweisen.
Endgefertigte Bauteile aus austenitisch-martensitischem Stahlguss sind durch eine 0,2%- Dehngrenze von ca. 450 bis 1 100 MPa, eine Zugfestigkeit von ca. 900 bis 1600 MPa, eine Einschnürung von ca. 30 bis 5 % und eine Bruchdehnung von ca. 30 bis 1 % nach Auslagerung bei Raumtemperatur ausgezeichnet.
Die Bestimmung der mechanischen Parameter der endgefertigten Bauteile erfolgt nach DIN 50 125 bzw. DIN 50 1 14. Die Härteprüfung erfolgt nach Vickers.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wird für die Bauteile bzw. Halbzeuge oder Formteile aus kalt umgeformtem, austenitischem Stahl mit TRIP/TWIP-Eigenschaften eine gleichzeitige Festigkeits- und Zähigkeitszunahme erreicht, die sich in der Zunahme der Streckgrenze und der Bruchdehnung zeigt. Es können somit hoch statisch und dynamisch beanspruchte Bauteile mit schlankeren Geometrien hergestellt werden. Diese Bauteile sind für Verschleißbzw. Crashelemente, für Maschinenbau- und Konstruktionsteile oder als Befestigungs- und Strukturelemente und für Versteifungen zu verwenden.
Die Bauteile sind deshalb für hohe statische und dynamische Beanspruchungen geeignet. Die Bauteile sind darüber hinaus für schlanke Verschleiß- bzw. Crashelemente, für Maschinenbau- und Konstruktionsteile oder als Befestigungs- und Strukturelemente und für Versteifungen zu verwenden.
Anhand nachfolgender Ausführungsbeispiele wird die Erfindung näher erläutert.
Ausführungsbeispiel 1
Bauteil aus austenitischem CrMnNi-Stahlguss
Durch Kokillenguss wird ein Halbzeug als Gussplatine mit einer Länge von 300 mm, einer Breite von 140 mm und einer Dicke von 18 mm aus einem austenitischen CrMnNi-Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,055 %, einem Chromgehalt von 16,0 %, einem Mangangehalt von 7,1 % und einem Nickelgehalt von 6,9 %, mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von 25 mJ/m2 und mit einer Ms-Temperatur von -20°C hergestellt.
Nach dem Abgießen und Erstarren wird die Gusshaut entfernt. Danach wird die Platine in einem Walzgerüst in mehreren Stichen um jeweils ca. 0,3 mm gedünnt. Im Ergebnis ist die Platine zu einem Blech mit der Dicke von 0,7 mm durch Walzen gedünnt worden. Der gesamte Kaltumformgrad beträgt somit 96 %. Zwischen den einzelnen Stichen erfolgt keine Glühung.
Nach jedem Stich wird jedoch die durch die Kaltumformung erwärmte Probe in Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt, bevor der nächste Stich erfolgt. Eine verzögerte Rissbildung der kalt umgeformten Bleche tritt nicht auf.
Im hoch kalt umgeformten Blech bilden sich während der Kaltumformung Verformungszwillinge und ca. 50 % α'-Martensit. Die 0,2 % Dehngrenze des Bleches liegt bei 880 MPa und die Zugfestigkeit bei 1040 MPa, die Einschnürung beträgt 13 % und die Bruchdehnung beträgt 5 %.
Ausführungsbeispiel 2
Bauteil aus austenitischem CrMnNi-Stahlguss
Durch Kokillenguss wird ein Halbzeug als Gussplatine mit einer Länge von 200 mm, einer Breite von 150 mm und einer Dicke von 20 mm aus einem austenitischen CrMnNi-Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,055 %, einem Chromgehalt von 16,0 %, einem Mangangehalt von 7,1 % und einem Nickelgehalt von 6,9 % mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von 25 mJ/m2 und mit einer Ms-Temperatur von -20°C hergestellt. Die Härte HV 10 im austenitischen Gusshalbzeug beträgt 120 Härteeinheiten. Die Härteprüfung erfolgt nach Vickers.
.Nach dem Abgießen und Erstarren wird die Gusshaut entfernt. Danach wird die Platine bei Raumtemperatur auf eine Dicke von 12 mm vorgewalzt. Dabei verfestigt das Material. Es bilden sich Gleitbänder, Stapelfehler, Zwillinge und geringe Anteile an ε- und α'-Martensit im Austenit. Als Folge der α'-Martensitbildung wird der Stahlguss schwach ferromagnetisch.
Die kalt umgeformte Platine wird nachfolgend einer Glühung bei 700 °C und 20 Minuten Haltezeit unterzogen und in Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt. Im Gefüge des geglühten Austenits sind die durch die Kaltumformung erzeugten Strukturfehler in Form von martensiti- schen Gefügebestandteilen vollständig aufgelöst und nicht mehr vorhanden. Der geglühte Austenit weist aber vor allem eine höhere Versetzungsdichte und eine kleinere Korngröße auf als der Austenit im gegossenen Material. Dabei ist völlig überraschend, dass z. B. Gleitbänder mit Zwillingsstrukturen im Austenit nach der Glühung teilweise erhalten bleiben. Das wird indirekt durch einen Härteanstieg um ca. 20 % angezeigt. Die Zugfestigkeit des geglühten Austenits ist durch die Behandlung von ursprünglich 550 MPa auf 650 MPa und die Bruchdehnung von ursprünglich 60 % auf 71 % angestiegen. Dadurch wird eine erhöhte Kal- tumformbarkeit des geglühten Austenits gegenüber dem Austenit im Gusszustand angezeigt.
Die vorgeformte Platine mit dem geglühten Austenit wird nachfolgend in 30 Stichabnahmen bei Raumtemperatur ohne Zwischenerwärmung und mit Schmiermittel auf eine Dicke von 1 mm rissfrei kalt gewalzt. Nach jedem Stich wird jedoch die durch die Kaltumformung erwärmte Probe in Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt, bevor der nächste Stich erfolgt. Der Kaltumformgrad beträgt 95 %. Durch die sehr hohe Kaltumformung hat sich ein austenitisch- martensitisches Gefüge mit α'-Martensitanteilen von ca. 25 % neben einer Vielzahl von Gleitbändern und Verformungszwillingen eingestellt.
Das endgefertigte Blech besitzt eine Härte HV 10 von 520, eine 0,2 %-Dehngrenze von 620 MPa, eine Zugfestigkeit von 950 MPa und eine Bruchdehnung von 3 bis 10 % .
Ausführungsbeispiel 3
Bauteil aus austenitisch-martensitischem CrMnNi-Stahl
Eine 7 kg Schmelze aus einem austenitisch-martensitischem CrMnNi-Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,03 %, einem Chromgehalt von 16,0 %, einem Mangangehalt von 7,0 % und einem Nickelgehalt von 3,1 %, mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von ca. 4 mJ/m2 und mit einer Ms-Temperatur von 40°C und einem Martensitanteil von ca. 50 % wird unter Vakuum in einer Graugusskokille abgegossen.
Durch den Kokillenguss wird ein Halbzeug als Gussplatine mit einer Länge von 500 mm, einer Breite von 150 mm und einer Dicke von 15 mm hergestellt. Nach dem Abgießen und Erstarren wird die Gusshaut entfernt. Danach wird die Platine bei Raumtemperatur auf eine Dicke von 9 mm in mehreren Stichen ohne Zwischenerwärmung vorgewalzt. Nach jedem Stich wird jedoch die durch die Kaltumformung erwärmte Probe in Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt, bevor der nächste Stich erfolgt.
Dabei verfestigt das Material. Es bilden sich in einem Teil des Austenits Gleitbänder und Zwillinge, während ein anderer Teil des Austenits in α'-Martensit umwandelt. Zusätzlich zum vorhanden α'-Abkühlmartensit entstehen somit weitere 30 % α'-Umformmartensit. Im Gefüge sind somit 80 % α'-Martensit und 20 % Restaustenit enthalten.
Diese kalt umgeformte Platine wird nachfolgend einer Glühung bei 700 °C und 20 Minuten Haltezeit unterzogen und in Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt. Im Gefüge des geglühten austenitisch-martensitischen Stahles sind die durch die Kaltumformung erzeugten 30 % Umformmartensit in Austenit zurück gewandelt. Das Gefüge bei Raumtemperatur besteht wiederum aus ca. 50 % Austenit und ca. 50 % α'-Martensit. Der rekristallisierte und rückgewandelte Austenit weist wiederum eine deutlich höhere Versetzungsdichte und eine kleinere Korngröße auf als der Austenit im gegossenen Material. Das wird indirekt durch einen Härteanstieg von fast 100 % angezeigt. Die Zugfestigkeit des geglühten austenitisch- martensitischen Stahles ist durch die Behandlung von ursprünglich 750 MPa auf 950 MPa angestiegen. Die Bruchdehnung ändert sich von ursprünglich 48 % auf 40 %. Dadurch wird eine erhöhte Kaltumformbarkeit des geglühten austenitisch-martensitischen Stahles gegenüber dem Gusszustand angezeigt. Die vorgeformte Platine wird nachfolgend in 10 Stiche bei RT ohne Zwischenerwärmung und mit Schmiermittel auf eine Dicke von 7,5 mm kalt gewalzt. Nach jedem Stich wird so lange gewartet, bis das Material auf Raumtemperatur abgekühlt ist. Der gesamte Endkaltumformgrad beträgt somit ca. 50 %. Durch die weitere Kaltumformung hat sich ein fast vollständig martensitisches Gefüge eingestellt. Das Grobblech weist eine 0,2 %-Dehngrenze von 860 MPa, eine Zugfestigkeit von 1350 MPa und eine Bruchdehnung von 1 ,5 % auf.
Ausführungsbeispiel 4
Formteil aus einem austenitischen CrMnNi-Stahl
Es wird ein Rohr mit 2,5 mm Wandstärke, einer Länge von 300 mm und einem Durchmesser von 32 mm als Formteil aus einem austenitischen CrMnNi-Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,055 %, einem Chromgehalt von 16,0 %, einem Mangangehalt von 7,1 % und einem Nickelgehalt von 6,9 % mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von 25 mJ/m2 und mit einer Ms-Temperatur von -20°C hergestellt.
Dieses Rohr wird in einer Umformmaschine bei Raumtemperatur zusammen gedrückt und dabei ca. 30 % kalt umgeformt. Dabei wird mit Wasser bzw. Schmiermittel auf Raumtemperatur abgekühlt. Es entsteht ein verfestigtes Zwischenprodukt in Form eines Rundkörpers. Dieses Zwischenprodukt weist ein überwiegend austenitisches Gefüge mit einer Vielzahl von Strukturfehlern und erhöhter Versetzungsdichte auf. Dieses Teil durchläuft nachfolgend eine Glühung bei 700 °C und 20 Minuten Haltezeit. Nach der Wasserabkühlung hat sich ein Austenitzustand auf erhöhtem Festigkeitsniveau mit verbessertem TRI P/TW IP-Effekt eingestellt. Das rekristallisierte Formteil wird deshalb nachfolgend in mehreren Kaltumformschritten mit sehr hohen und unterschiedlichen Kaltumformgraden für den Zapfen und die Kugel in einer Rundknetmaschine zu einem Kugelgelenkzapfen endgefertigt. Während der mehrmaligen Kaltumformung mit kleinen Umformschritten wird zusätzlich gekühlt, so dass das umgeformte Werkstück während des Knetens annähernd bei Raumtemperatur gehalten wird.
Die stark umgeformten Teile des Zapfens und der Kugel sind hochfest. Das Gefüge der Kugel, die im Einsatz einer Verschleißbeanspruchung ausgesetzt ist, ist überwiegend martensi- tisch. Die Härte HV10 der Kugel beträgt 880 Härteeinheiten. Damit wird der erforderliche Widerstand gegenüber der Verschleißbeanspruchung aufgebracht.
Ausführungsbeispiel 5
Bauteil aus einem austenitischen CrMnNi-Stahl
Durch Sandguss wird ein Gussteil in Form einer Gussplatine mit einer Länge von 200 mm, einer Breite von 150 mm und einer Dicke von 5 mm aus einem austenitischen Stahl mit 0,03 % C, 0,02 % N, 17,1 % Cr, 7, 1 % Ni, 6,9% Mn und 0,5 % Si hergestellt.
Nach dem Abgießen und Erstarren wird die Gusshaut entfernt. Danach werden aus dem Material kurze Proportionalitätsstäbe hergestellt. Die Zugstäbe werden bei Raumtemperatur um 40 % mit einer Dehngeschwindigkeit von 1 mm/s gedehnt. Eine Erwärmung der Proben wird dadurch weitestgehend vermieden.
Während der Zugbeanspruchung wird ein TRIP/TWIP-Effekt ausgelöst. Es bilden sich Gleitbänder, Stapelfehler, Zwillinge und ca. 10 % α'-Verformungsmartensit. Der ursprünglich paramagnetische Stahl wird als Folge der α'-Martensitbildung ferromagnetisch. Die 0,2%- Dehngrenze des gegossenen Materials liegt bei ca. 255 MPa und die Festigkeit nach 40 %- iger Dehnung liegt bei 560 MPa, das entspricht einer wahren Spannung von 784 MPa. Die um 40 % gedehnten Zugstäbe werden nachfolgend bei Raumtemperatur und bei unterschiedlichen Zeiten von 1 min sowie 1 , 3, 7 und 24 Stunden bei Raumtemperatur und 80 °C ausgelagert und bis zum Bruch beansprucht. Als Folge dieser Behandlung erfahren die um 40 % vorgedehnten Proben einen Anstieg der oberen Streckgrenze, der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung. Die Tabellen 1 und 2 zeigen die Veränderung dieser Eigenschaften in Abhängigkeit von der Auslagerungsdauer bei Raumtemperatur und 80 °C.
In Abhängigkeit von der Auslagerungszeit bei Raumtemperatur steigen die obere Streckgrenze, die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung. Anstelle der ursprünglichen 0,2%- Dehngrenze werden mit steigender Auslagerungszeit eine immer deutlich werdende untere und obere Streckgrenze registriert. Die obere Streckgrenze liegt dabei nahe und nur wenig unterhalb der Zugfestigkeit des Stahles. Der Anteil an α'-Verformungsmartensit verändert sich durch die Wiederbelastung und die Auslagerung nicht. In allen um 40 % bei Raumtemperatur gedehnten Zugproben liegt der Anteil bei ca. 10 %.
Tabelle 1 : Veränderung der mechanischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Auslagerungszeit bei Raumtemperatur.
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Tabelle 2: Veränderung der mechanischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Auslagerungszeit bei 80 °C
Auslagerungszeit 0,0167 1 3 7 24 in Stunden
obere Streckgrenze MPa 784 810 830 838 838
Zugfestigkeit in MPa 786 712 833 839 840
Bruchdehnung in % 5,6 6,1 1 1 ,1 13,2 14,6

Claims

Patentansprüche
1 . Verfahren zur Herstellung hochfester Bauteile in Form von hoch kalt umgeformten Halbzeugen oder hoch kalt umgeformten Formteilen aus austenitischem oder austenitisch-martensitischem Stahlguss mit TRIP/TWIP-Eigenschaften und mit einem Äquivalentwert für die Stapelfehlerenergie des Austenits von W < 35 mJ/m2 entsprechend der Beziehung
W [mJ/m2] = 230 * % C - 54 * % N - 0,1 * % Cr + 2 * % Ni - 4 * % Si + 0,1 * % Mo - 1 * % Mn - 0,6 * % Co + 0,4 * % AI + 4 * %Cu + 3 * % Nb und mit einer Ms-Temperatur für die α'-Martensitbildung von kleiner 40°C, dadurch gekennzeichnet, dass zunächst Halbzeuge oder Formteile aus dem Stahlguss mit herkömmlichen Schmelzverfahren erschmolzen und ohne enge Maßtoleranz abgegossen werden, dass die Halbzeuge oder Formteile nachfolgend mit einem Umformungsgrad von 20 % bis nahe 100 % für austenitische Stähle und von mehr als 20 % bis 60 % für austenitisch-martensitische Stähle, kalt umgeformt werden, wobei während der Kaltumformung die kalt umgeformten Halbzeuge oder Formteile gekühlt werden, so dass deren Erwärmung über 80 °C unterbleibt.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die gegossenen
Halbzeuge oder Formteile die Form von Grobblech, Stangenmaterial, Rohr oder Coil haben und durch die Kaltumformung entsprechend in Feinblech, in Stabmaterial mit geringerem Querschnitt, in dünnwandiges Rohr oder in Coilmaterial überführt werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die
Kaltumformung in mehreren Stichen erfolgt.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass nach mindestens
einem Kaltumformstich das kalt umgeformte Halbzeug oder Formteil im Temperaturbereich von 600 bis 900°C einer Glühung und nach der Abkühlung auf Raumtemperatur einer weiteren Kaltumformung mit einem Umformungsgrad von 20 % bis nahe 100 % für austenitische Stähle und von mehr als 20 % bis 60 % für austenitisch-martensitische Stähle unterworfen wird. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die kalt umgeformten Bauteile im Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und
100 °C, 1 bis 48 Stunden, ausgelagert werden.
Verwendung der endgefertigten Bauteile nach Anspruch 1 bis 7 als
Konstruktions-, Verschleiß- oder Crashelement.
Bauteil aus hoch kalt umgeformten austenitischem Stahlguss, hergestellt nach einem Verfahren nach Anspruch 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass es eine 0,2 %-Dehngrenze von 400 bis 950 MPa, eine Zugfestigkeit von 750 bis 1200 MPa, eine Einschnürung von 40 bis 10 % und eine Bruchdehnung von 50 bis 2 % aufweist.
Bauteil aus hoch kalt umgeformten austenitisch-martensitischem Stahlguss, hergestellt nach einem Verfahren nach Anspruch 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass es eine 0,2 %-Dehngrenze von ca. 450 bis 1 100 MPa, eine Zugfestigkeit von 900 bis 1600 MPa, eine Einschnürung von 30 bis 5 % und eine Bruchdehnung von 30 bis 1 % aufweist.
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