WO2016020519A1 - Hochfeste und gleichzeitig zähe halbzeuge und bauteile aus hochlegiertem stahl, verfahren zu deren herstellung und verwendung - Google Patents

Hochfeste und gleichzeitig zähe halbzeuge und bauteile aus hochlegiertem stahl, verfahren zu deren herstellung und verwendung Download PDF

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less
austenite
temperature
steel
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Andreas Weiss
Marco Wendler
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Technische Universität Bergakademie Freiberg
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/04—Hardening by cooling below 0 degrees Celsius
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment

Definitions

  • the invention relates to high-strength and simultaneously tough semi-finished products and components made of high-alloy steel, to processes for their production and to their use
  • Austenitic steels are relatively soft when cast or kneaded. In the solution-annealed state, they have relatively low flow or 0.2% proof strengths. As a result, these steels are limited in terms of applications. As a lightweight material, they are therefore less well suited. By raising the strength properties of this disadvantage can be solved. However, this is in many cases associated with a deterioration of the toughness properties.
  • the 0.2% proof stress as well as the tensile strength of austenitic steels may be increased by solid solution strengthening (nitrogen, carbon, and the like), precipitates (carbides, nitrides, etc.), or by the presence of second phases (ferrite, martensite). Also associated with this is a decrease in toughness properties.
  • the strength and toughness properties behave in opposite directions, which is disadvantageous. The effect increases when the contents of carbon and nitrogen or the amounts of ferrite or Abkühlmartensit or precipitates increase.
  • An induced TRIP effect in austenitic steels causes the simultaneous increase in the tensile strength of the steel and the elongation at break. Since the product of tensile strength and elongation at break is a measure of cold forming and energy absorption capacity, steels with TRIP effect are better cold-formed and have a higher crash behavior than steels without TRIP effect.
  • the TRIP effect is triggered by induced martensite formation during cold working. That is, the martensite formation takes place in the plastic deformation area of the austenitic steel instead. It is then called deformation-induced martensite formation.
  • the chemical composition of the austenite-containing steel and the cold forming conditions must be coordinated so that the martensite formation takes place predominantly in the plastic deformation area of the austenite. The more maltite is produced in the plastic deformation area of the austenite and no spontaneous or stress-induced martensite formation occurs, the more pronounced the TRIP effect is.
  • the yield strength of the austenite or the 0.2% proof strength are not affected by the TRIP effect.
  • the formation of martensite in the elastic deformation region of the austenite is triggered, it is referred to as stress-induced martensite formation.
  • the austenite-containing steels solidify relatively strongly. No TRIP effect is triggered.
  • the yield strength and the tensile strength of the steel increase and a subsequent TRIP effect in the plastic deformation range of the austenite is weakened.
  • the weakening of the TRIP effect has the consequence that the toughness properties are severely restricted.
  • the effects are the greater, the more martensite is formed in the elastic deformation region of the steel.
  • high-strength steels with greatly reduced plasticity are produced.
  • Such steels are often brittle and unsuitable for the production of high-strength and at the same time tough semi-finished products and lightweight components.
  • DE10 2012 1 12 703 A1 describes cold-workable, weldable structural steels with the main alloying components C, Cr, Mn and Ni and a process for the production of standardized components mainly of stainless steel.
  • DE10 2012 1 12 703 A1 relates to austenitic steels having a wide range of Ni and chromium equivalents. This range is so large that austenitic steels with very different chemical composition and thus different austenite stability are detected.
  • the range includes stable and metastable austenitic steels. That is, steels whose austenite can not form ⁇ '-martensite and steels whose austenite can show ⁇ '-martensite formation.
  • the method according to DE10 2012 1 12 703 A1 shows that cold-formed sheets are first subjected to a solution annealing at temperatures of greater than 1050 ° C. At- Finally, the parts are quenched to room temperature and then cooled to a temperature below -50 ° C. After reheating to room temperature, a tempering treatment in the temperature range of 200 to 600 ° C and with holding times of 0.1 to 2 hours follows. It is characteristic of the invention that the treatment relates exclusively to wrought alloys (formed sheet metal material). Cast alloys, on the other hand, are disregarded. In addition, during solution annealing, a temperature range below 1050 ° C is not considered.
  • the strength and toughness properties of martensitic steels can be influenced by tempering within wide limits [1, 2].
  • the tempering treatment sets a desired combination of strength and toughness properties and reduces the susceptibility to cracking. With increasing tempering temperature and annealing time, the strength properties are lowered and the toughness properties are increased. This influence is the higher the higher the carbon and / or nitrogen content of the steel.
  • the starting conditions are chosen so that the resulting precipitates are made exclusively in martensite.
  • the retained austenite is stabilized by the diffusion of carbon and nitrogen. In austenite no excretions are formed. On the one hand, this results in the martensitic phase undergoing dispersion hardening by the precipitates, thereby increasing the strength properties.
  • the retained austenite is stabilized and thereby remains partly or completely preserved after cooling to room temperature, whereby the toughness properties of the steel are improved.
  • the retained austenite may cause a TRIP effect under external stress, thereby increasing the strength and toughness properties. Consequently, the Q & P treatment can simultaneously improve the strength and toughness properties of martensitic steels.
  • austenitic-martensitic microstructural states are produced whose properties can be influenced by tempering treatment. As the degree of cold forming increases, the proportion of reforming martensite increases and the strength of the steel increases.
  • Stainless austenitic spring steels with a predominantly martensitic structure are an example of this. In order to ensure tensile strength of 1 100 to 1900 MPa and to reduce the susceptibility to cracking, such structural states are subjected to a tempering treatment.
  • the steels are annealed between 200 and 450 ° C and holding times usually more than 30 minutes. Thereafter, the structure consists of tempered martensite and retained austenite.
  • chromium carbide and nitride precipitates are detectable by light microscopy.
  • non-ros austenitic steels with martensite content show that conventional tempering treatment worsens the corrosive properties [5].
  • a further disadvantage is that quench and short-time tempering treatment or Q & P treatment is not practical for solution-preheated austenitic steels, in contrast to martensitic steels.
  • Q & P treatment it is unknown what impact a Q & P treatment has on the strength and toughness properties of originally austenitic steels which have cooling and / or cold forming forming martensite in the microstructure.
  • the invention has for its object to develop a steel structure, which allows the production of high-strength and high-strength semi-finished products and components with improved cold forming and energy absorption capacity.
  • the object is achieved by a process for the production of high-strength and tough semi-finished products and components, in which a high-alloy austenitic steel in the cast state or in the kneading state with a sum content of carbon and nitrogen of greater than 0.1 mass% and less than 0.5 Mass% and with a microstructural fraction of less than 10% by volume delta ferrite,
  • b) is cooled to temperatures below - 40 ° C, so that ⁇ '-Abkühlmartensit arises, c) or cold formed at room temperature, so that ⁇ '-Umformmartensit arises, d) or cold-formed in the temperature range below room temperature, so that ⁇ 'Cooling martensite and ⁇ '-transformation martensite is formed,
  • step e) and following step b) or c) or d) of a short-term tempering treatment of less than 30 minutes in the temperature range below the Reverse transformation temperature of the martensite is subjected to austenite and then cooled to room temperature, so that the semifinished product or component of a finely divided carbides and / or nitrides and / or carbonitrides containing martensitic-austenitic structure with TRIP properties in a proportion of 30 to 90% by volume ⁇ '-Martensit and without excretions in austenite has.
  • Austenitic steel used is a highly alloyed steel, preferably a stainless or high manganese steel, with a total carbon and nitrogen content of greater than 0.1 mass% and less than 0.5 mass% with a metastable austenitic structure.
  • Characteristic of the steel is an Ms temperature of about 30 to about 0 ° C, indicating the onset of spontaneous ⁇ '-martensite during cooling. The indicated Ms temperatures indicate the steel as a very unstable austenitic steel.
  • Unstable austenitic steels in contrast to the majority of austenitic steels during deep freezing, have an intense formation of ⁇ '-cooled martensite. At the same time, the majority of the austenite can be converted into forming species during a cold forming process below or at room temperature.
  • the austenitic steel X10 CrNi18-8 (1 .4310, AISI 301) is a typical example of an unstable austenitic steel. Its Ms temperature is a few degrees below room temperature. Therefore, relatively low subcoolings suffice to form ⁇ '-cooled martensite.
  • the formation of ⁇ 'reformmartensite during a cold forming at room temperature is usually already starting in the elastic stress range. That is, because of the instability of austenite, stress-induced martensite and subsequently strain-induced martensite are first formed. The formation of stress-induced martensite has the consequence that the deformation-induced martensite formation that causes the TRIP properties is reduced. As a result, the strength properties increase relatively strongly while the toughness properties drop relatively sharply and the steel shows a brittle behavior. Only by tempering the toughness properties are raised at the expense of lowering the strength properties and eliminates the brittle fracture tendency.
  • the instability (metastability) of the austenitic steel used is expressed by the fact that the austenite during cooling and / or the cold forming ⁇ '- Abkühlmartensit or / and ⁇ '-deformation martensite forms with proportions between 20 to 90% by volume, preferably between 30 to 90% by volume, preferably between 20 and 80% by volume, more preferably between 40 and 60% by volume.
  • the cold forming takes place near or below room temperature.
  • the forming temperature during the cold forming should not exceed 60 ° C, preferably 20 to 30 ° C.
  • the permissible proportion of delta ferrite in the steel is less than 10% by volume.
  • the austenitic steel is a high-alloy steel, preferably a stainless or high-manganese steel, with a total carbon and nitrogen content of greater than 0.1% by mass and less than 0.5% by mass, and less than 10% by volume delta ferrite.
  • High-alloyed austenitic steels refer to steels in which the sum of the alloying elements exceeds 5% by weight.
  • High manganese austenitic steel is a steel with a manganese content of more than 16 to 33%.
  • Austenitic steels are solution-annealed under a protective gas atmosphere and then quenched to room temperature.
  • the preferred annealing temperature is between 1000 and 1 150 ° C, more preferably between 1000 and 1080 ° C. However, the annealing temperature may also be lower than or above this, with 950 ° C. generally not lower than and not exceeding 150 ° C.
  • the holding times of the components are depending on the dimensions usually one hour to 30 minutes.
  • precipitates can dissolve and the microstructure is homogenized with respect to the dissolved elements in the austenite. This microstructural state is largely retained during a quenching to room temperature. Usually quenched in water.
  • the austenitic microstructure state at room temperature has been found to be favorable in terms of processing properties and good corrosive and mechanical properties.
  • the Ms temperature is the temperature at which spontaneous martensite formation begins during cooling of an austenite-containing steel. About 1% of austenite converts to martensite.
  • the As temperature is the temperature at which, during heating, the martensite begins to turn into austenite.
  • the Af temperature is the temperature at which martensite transformation into austenite ends during heating, i. H. About 99% of martensite is converted to austenite.
  • Room temperature for the process according to the invention denotes a temperature between 20 and 25 ° C.
  • the brief tempering treatment in the temperature range below the austenite martensite austenite transformation temperature and the subsequent cooling to room temperature causes the setting of an austenitic-martensitic-carbide microstructure with TRIP properties and high cold workability and energy absorption capacity.
  • the return transformation of martensite into austenite begins at the As temperature and ends at the Af temperature. These temperatures are dependent on the chemical composition of austenite for Abkühlmartensit and for Umformmartensit additionally on the degree of cold working.
  • the annealing conditions are chosen so that after cooling from the annealing temperature to room temperature, the martensite contains finely divided (predominantly in the nm range) carbides and / or nitrides and / or carbonitrides and the lattice distortion of the martensite is reduced.
  • no excreta may have formed in the austenitic matrix.
  • the precipitates in the martensite on the one hand cause a dispersion hardening of the steel and on the other hand a mechanical stabilization of the austenite. Both effects have the consequence that the formation of deformation martensite in the elastic deformation region of the steel is made more difficult or completely suppressed during cold forming.
  • the martensite formation therefore takes place predominantly or exclusively in the plastic deformation area of the steel.
  • the TRIP effect is significant and causes an increase in the tensile strength and toughness properties, such.
  • high-strength and tough semi-finished and lightweight components are manufactured so that semi-finished and lightweight components made of a high-alloy austenitic steel in the cast state or KnetMap with a sum of carbon and nitrogen of greater than 0.1 mass% and less than 0 , 5% by mass and with a microstructural fraction of less than 10% by volume of delta-ferrite, after solution treatment followed by quenching to room temperature with an Ms temperature of 0 to 30 ° C., cooled to below -40 ° C. and / or cold-formed, then subjected to a tempering treatment in the temperature range below the back transformation temperature of the martensite in austenite and then cooled to room temperature.
  • the low-temperature treatment and / or the cold-forming conditions are selected such that the proportion of ⁇ '-martensite forms between 20 and 90% by volume, preferably between 30 and 90% by volume, preferably between 20 and 80% by volume, more preferably between 40 and 60% by volume.
  • the tempering temperature is below the re-conversion temperature of the martensite, preferably in the range of 200 to 600 ° C with a subsequent cooling in water.
  • the tempering times are graduated according to two temperature ranges. In the temperature range of 200 to 400 ° C, the tempering times are less than 30 minutes, preferably between 10 and 15 minutes and in the temperature range between 400 and 600 ° C under 20 minutes, preferably between about 3 and 10 minutes.
  • the mechanical properties and the cold working and energy absorption capacity can be set within wide limits. So can be z.
  • the measure of the energy absorption capacity, d. H. the product of tensile strength and elongation at break is then between 39600 and 16800 MPa%.
  • the method according to the invention makes it possible to produce high-strength and simultaneously tough semi-finished castings or castings by producing a high-alloy austenitic cast steel component having a sum content of carbon and nitrogen of greater than 0.1% by mass and less than 0.5% by mass and with a microstructural fraction of less than 10% by volume delta ferrite, a) solution heat treated in the temperature range from 1000 to 1 150 ° C and quenched to room temperature so that it has an Ms temperature of about 30 to about 0 ° C,
  • the semifinished product or cast component contains a martensitic-austenitic structure with TRIP properties containing finely divided carbides and / or nitrides and / or carbonitrides a proportion of 30 to 90% by volume of ⁇ '-martensite and without austenite precipitates.
  • the semifinished product or component has a martensitic-austenitic microstructure containing TRIP properties with a proportion of 30 to 90% by volume of ⁇ '-martensite and without precipitates in the austenite, having very finely divided carbides and / or nitrides and / or carbonitrides.
  • the method according to the invention can be high-strength and simultaneously tough Knetmaschine, z. B. fasteners, thereby producing a high-alloy austenitic steel casting or hot-formed steel part having a sum content of carbon and nitrogen of greater than 0.1% by mass and less than 0.5% by mass and with a microstructural proportion of less than 10% by volume delta ferrite,
  • the semifinished product or component has a martensitic-austenitic structure containing TRIP properties containing carbides and / or nitrides and / or carbonitrides and having a proportion of 30 to 90% by volume of ⁇ '-martensite and without precipitates in austenite.
  • the cold forming takes place in several passes and so that the steel parts are cooled during cold working so that they do not exceed a temperature of 20 ° C to 60 ° C, preferably 20 to 40 ° C during cold forming.
  • the invention includes high-strength and simultaneously tough semi-finished products and components made of high-alloy steel or cast steel, which are characterized in that the steel has a sum content of carbon and nitrogen of greater than 0.1 and less than 0.5 mass%, a carbides and / or nitrides or carbonitride-containing martensitic-austenitic structure with a proportion of 20 to 90% by volume of ⁇ '-martensite, a precipitation-free austenitic structure with TRIP properties and with a proportion of delta ferrite smaller than 10% by volume, a 0.2% proof strength in the range of 400 to 1200 MPa, a tensile strength in the range of 1200 to 2100 MPa, an elongation at break in the range of 33 to 8% and an energy absorption capacity of 16800 to 39600 MPa%.
  • AHSS steels Advanced High Strength Steels
  • 1 shows the position of the ultra-high-strength austenitic-martensitic-carbide TRIP steels according to the invention (ellipse with the designation AMC-TRIP) according to the invention in comparison with the conventional AHSS steels on the basis of the elongation at break tensile strength diagram. It should be pointed out that casting and kneading states of steels of the same chemical composition do not differ significantly in terms of strength and toughness properties.
  • the inventive AMC steels Compared with the Q & P-treated martensitic steels, the inventive AMC steels have similar strength values but higher elongation at break. Moreover, in contrast to the Q & P-treated martensitic steels, the steels according to the invention can be quenched in water, which simplifies their production. In addition, the required deep-freezing or cold forming does not have to be performed immediately after water quenching.
  • the ⁇ '-martensite constituents forming in a steel can be influenced within wide limits by the choice of the deep-freezing and forming conditions, so that a very large property potential can be set. Due to the fact that stress-induced ⁇ '-martensite formation is largely suppressed in the steels treated according to the invention and the TRIP effect is triggered at an increased strength level, the originally austenitic steels are converted into ultra-high-strength steels with simultaneously increased toughness properties.
  • the yield strengths are up to six times higher for cast steel than for conventional cast steel. In the case of tensile strengths, the factor is over 3. This provides an alternative for lightweight construction. Components made of cast steel treated in this way also have an extremely high cold forming and energy absorption capacity. In addition, manufactured components are characterized by high hardness and wear resistance. In addition, components made of tempering and tool steels of the same strength class can be replaced.
  • the manufacturing method according to the invention can for the production of highly stressed components, such as.
  • structural and crash elements construction, mechanical engineering, knife and wear parts and armor
  • semi-finished products as semi-finished products, as slabs, profiles, rods, steel bars, coils, sheets, or pipes are used.
  • the ingot has a completely austenitic structure at room temperature.
  • the material was solution annealed for homogenization of the cast state and for complete carbide dissolution at a temperature of 1 150 ° C for 30 min and then quenched in water. By means of dilatometric measurements a martensite start temperature of 13 ° C could be determined. Subsequently, the ingot was subjected to a cryogenic treatment in liquid nitrogen (-196 ° C). During freezing, 60% ⁇ '-cooled martensite is created. After reheating to room temperature, the structure of the steel consists of 40% austenite and 60% a'-cooling martensite.
  • This austenitic-martensitic material state is finally subjected to a 3-minute annealing treatment at 450 ° C and then quenched in water.
  • This heat treatment results in the formation of finely dispersed carbide and nitride precipitates and reduces lattice distortion of the martensite. Austenite, on the other hand, does not form precipitates.
  • Proportional rods according to DIN 50125 were worked out from these structural states. Thereafter tensile tests were carried out at RT with a strain rate of 4x10 "4 s " 1 in order to determine the mechanical characteristics. It has a yield strength (RPO , 2) of 1050 MPa, a tensile strength (R m ) of 1552 MPa and a uniform elongation (A g ) of 19% and an elongation at break (A Br ) of 23% have been determined.
  • the measure of the cold working or energy absorption capacity R m * A Br is thus 35696 MPa%.
  • the cast plate has a completely austenitic structure at room temperature.
  • the board was first heated to a temperature of 1 150 ° C and then thermoformed in several passes to a thickness of 3.5 mm warm. After cooling to RT, there is a recrystallized, fine-grained, austenitic structure with carbide Nitridauborgungen. To dissolve these precipitates, the board was subjected to solution annealing at 1150 ° C and a hold time of 30 minutes under argon atmosphere and then quenched in water. There is an austenitic structure. Subsequently, the cold forming of the undercut in ice water 6 mm board without intermediate annealing to a thickness of 2.4 mm and 2.0 mm.
  • the HRc values are 56 to 57 and 57 to 58, respectively.
  • the hardness values are thus above the hardness values of conventional stainless steel blades.
  • the steel treated according to the invention has retained austenite at a significantly reduced carbon content. Both factors cause an increase in the toughness properties.
  • Embodiment 3 fastening element bearing pin
  • An austenitic CrMnNi-CN steel was melted in a vacuum induction furnace under a nitrogen atmosphere. After setting the required chemical composition of the molten bath, the melt is poured off in a water-cooled copper mold under vacuum to 45 mm round material and cooled to room temperature.
  • the chemical composition of the steel is given in Table 3.
  • the material was then brought to a diameter of 12 mm by hot rolling in a triad scaffold and cooled to room temperature in air.
  • the hot-forming temperature was 1 150 ° C.
  • This bar stock was subjected to a 30 minute solution anneal at 1050 ° C and quenched in water.
  • the microstructure of the steel at room temperature was austenitic.
  • the rod material was subsequently cold drawn in a number of passes without intermediate annealing to a diameter of 6 mm. In order to avoid unwanted heating as a result of cold forming, once relatively low degrees of cold working were realized. On the other hand, the material has been cooled to room temperature after each pass. The cold forming results in forming martensite, which leads to a strong solidification.
  • Umformmartensit are detectable.
  • the HRc hardness value is 54.
  • the material thus fabricated was subsequently cut to the desired 50 mm bolt length and subjected to a short time (400 ° C, 5 minute hold time). Although the martensite is thereby relaxed, a hardness increase is caused. The hardness increases as a result of the formation of ultrafine precipitates to the required hardness value of 56 HRc for the bearing pin. Due to the retained austenite remaining a high residual toughness.

Abstract

Die Erfindung betrifft hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Bauteile aus hochlegiertem Stahl, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung als Struktur- und/oder Crashelemente, als Konstruktions-, Maschinenbau- oder Verschleißteile oder Messerstahlteile oder für Panzerungen oder als Halbzeuge, als Brammen, Profile, Stangen, Stabstahl, Coils, Bleche, oder Rohre. Dazu wird ein hochlegierter austenitischer Stahl im Gusszustand oder im Knetzustand mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit, a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, so dass er eine Ms-Temperatur von 30 bis 0 °C aufweist, danach b) auf Temperaturen unter - 40 °C abgekühlt wird, so dass α'-Abkühlmartensit entsteht, c) oder bei Raumtemperatur kalt umgeformt wird, so dass α'-Umformmartensit entsteht, d) oder im Temperaturbereich unterhalb Raumtemperatur kaltumgeformt wird, so dass α'-Abkühlmartensit und α'-Umformmartensit entsteht, e) und im Anschluss an Verfahrensschritt b) oder c) oder d) einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt, so dass das Halbzeug oder Bauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.

Description

Hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Bauteile aus hochlegiertem Stahl, Verfahren zu deren Herstellung und Verwendung
Die Erfindung betrifft hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Bauteile aus hochlegiertem Stahl, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung
Austenitische Stähle sind im Guss- als auch Knetzustand relativ weich. Sie weisen im lösungsgeglühten Zustand relativ niedrige Fließ- bzw. 0,2 %-Dehngrenzen auf. Dadurch sind diesen Stählen bezüglich der Anwendungen Grenzen gesetzt. Als Leichtbauwerkstoff sind sie deshalb weniger gut geeignet. Durch die Anhebung der Festigkeitseigenschaften kann dieser Nachteil behoben werden. Jedoch ist damit in vielen Fällen eine Verschlechterung der Zähigkeitseigenschaften verbunden.
In der Praxis wird für die Anhebung der Festigkeitseigenschaften von Stählen auf unterschiedliche Verfestigungsmechanismen zurückgegriffen. Die 0,2 %-Dehngrenze als auch die Zugfestigkeit austenitischer Stähle kann durch eine Mischkristallverfestigung (Stickstoff, Kohlenstoff, u. a.), durch Ausscheidungen (Karbide, Nitride u. a.) oder durch die Anwesenheit von Zweitphasen (Ferrit, Martensit) angehoben werden. Damit verbunden ist gleichfalls ein Abfall der Zähigkeitseigenschaften. Die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften verhalten sich gegenläufig, was nachteilig ist. Der Effekt verstärkt sich, wenn die Gehalte an Kohlenstoff- und Stickstoff oder die Mengenanteile an Ferrit- oder Abkühlmartensit bzw. an Ausscheidungen ansteigen.
Eine Kornfeinung des Austenits führt hingegen zu einem gleichzeitigen Anstieg der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Für Knetlegierungen wird die Dispersität des austeniti- schen Gefüges über die Warmumformbedingungen und die damit verbundene Rekristallisation eingestellt. Für austenitischen Stahlguss gibt es diese Option nicht. Austenitischer Stahlguss weist ein dendritisches Gussgefüge mit einem groben Primärkorn auf. Austenitischer Stahlguss ist vor allem deshalb bezüglich der mechanischen Eigenschaften den austenitischen Knetlegierungen gleicher chemischer Zusammensetzung unterlegen.
Ein induzierter TRIP-Effekt in austenihaltigen Stählen bewirkt die gleichzeitige Anhebung der Zugfestigkeit des Stahles und der Bruchdehnung. Da das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung eine Maßzahl für das Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen ist, lassen sich Stähle mit TRIP-Effekt besser kalt umformen und weisen ein höheres Crashverhalten auf, als Stähle ohne TRIP-Effekt.
Der TRIP-Effekt wird durch eine induzierte Martensitbildung während der Kaltumformung ausgelöst. Das heißt, die Martensitbildung findet im plastischen Deformationsbereich des austenitischen Stahles statt. Sie wird dann als verformungsinduzierte Martensitbildung bezeichnet. Für die Induzierung eines TRIP-Effekts müssen die chemische Zusammensetzung des austenithaltigen Stahles und die Kaltumformbedingungen so aufeinander abgestimmt sein, dass die Martensitbildung überwiegend im plastischen Deformationsbereich des Auste- nits erfolgt. Der TRIP-Effekt ist umso ausgeprägter, je mehr Martensit im plastischen Deformationsbereich des Austenits entsteht und keine spontanen oder spannungsinduzierten Mar- tensitbildungen vorlaufen. Die Fließgrenze des Austenits bzw. die 0,2%-Dehngrenze werden durch den TRIP-Effekt hingegen nicht beeinflusst.
Wird hingegen die Martensitbildung im elastischen Deformationsbereich des Austenits ausgelöst, so wird sie als spannungsinduzierte Martensitbildung bezeichnet. Als Folge davon verfestigen die austenithaltigen Stähle relativ stark. Es wird kein TRIP-Effekt ausgelöst. Die Fließgrenze und die Zugfestigkeit des Stahles steigen und ein der nachfolgende TRIP-Effekt im plastischen Deformationsbereich des Austenits wird abgeschwächt. Die Abschwächung des TRIP-Effekts hat zur Folge, dass die Zähigkeitseigenschaften stark eingeschränkt werden. Die Effekte sind umso größer, je mehr Martensit im elastischen Deformationsbereich des Stahles gebildet wird. Als Folge davon entstehen hochfeste Stähle mit stark eingeschränkter Plastizität. Solche Stähle sind oftmals spröde und für die Herstellung von hochfesten und gleichzeitig zähen Halbzeugen und Leichtbauteilen ungeeignet.
DE10 2012 1 12 703 A1 beschreibt kaltumformbare, schweißgeeignete Konstruktionsstähle mit den hauptsächlichen Legierungskomponenten C, Cr, Mn und Ni und ein Verfahren zur Herstellung genormter Bauteile aus vor allem nichtrostendem Stahl. DE10 2012 1 12 703 A1 bezieht sich auf austenitische Stähle mit einem großen Bereich für die Ni- und Chromäquivalente. Dieser Bereich ist so groß, dass austenitische Stähle mit sehr unterschiedlicher chemischer Zusammensetzung und damit unterschiedlicher Austenitstabilität erfasst werden. Der Bereich schließt damit stabile und metastabile austenitische Stähle ein. Das heißt, Stähle deren Austenit keinen α'-Martensit bilden kann und Stähle, deren Austenit eine α'- Martensitbildung zeigen kann. Um das Verfahren zur Anwendung zu bringen, sind nur solche metastabilen austenitischen Stähle geeignet, in den während einer Tiefkühlung unter -50 °C α'-Abkühlmartensit entsteht. Die drei angeführten Beispiele zeigen, dass der Anteil an α'- Abkühlmartensit 25 % nicht übersteigt. Zur Lage der Ms-Temperatur (Beginn der spontanen Martensitbildung während der Abkühlung) werden keine Angaben gemacht. Es lässt sich aber schlussfolgern, dass die für das Verfahren geeigneten austenitischen Stähle aufgrund der relativ niedrigen Anteile an α'-Abkühlmartensit Ms-Temperaturen in der Nähe von -50 °C, in jedem Fall unter 0 °C, aufweisen müssen.
Das Verfahren nach DE10 2012 1 12 703 Al zeigt, dass kaltumgeformte Bleche zunächst einer Lösungsglühung bei Temperaturen von größer als 1050 °C unterzogen werden. An- schließend werden die Teile auf Raumtemperatur abgeschreckt und danach auf eine Temperatur unter -50 °C tiefgekühlt. Nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur schließt sich eine Anlassbehandlung im Temperaturbereich von 200 bis 600 °C und mit Haltezeiten von 0,1 bis 2 Stunden an. Für die Erfindung ist kennzeichnend, dass sich die Behandlung ausschließlich auf Knetlegierungen (umgeformtes Blechmaterial) bezieht. Gusslegierungen bleiben hingegen unberücksichtigt. Darüber hinaus wird beim Lösungsglühen ein Temperaturbereich unterhalb 1050 °C nicht berücksichtigt.
Durch die Tiefkühlung der gelochten, gepressten oder gekanteten Bauteile wandelt ein relativ geringer Anteil des Austenits in Abkühlmartensit um. Die im Patent angegeben Beispiele weisen einen Abkühlmartensit, der sich durch die Tiefkühlung gebildet hat, von 24, 20 und 25 % auf. Dieser Abkühlmartensit bleibt nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur erhalten und bestimmt maßgeblich die Festigkeitserhöhung und die Zähigkeitsabnahme gegenüber dem austenitischen Gefügezustand nach dem Lösungsglühen. Durch die nachfolgende Anlassbehandlung entspannt der Martensit, der Anteil von Austenit und Martensit bleibt erhalten, hinzu kommen jedoch Chromausscheidungen. Diese Gefügezustände zeichnen sich gegenüber dem lösungsgeglühten austenitischem Gefügezustand durch höhere Festigkeitswerte und niedrigere Dehnwerte aus. Die angegeben erhöhten Festigkeitseigenschaften sind maßgeblich auf die Existenz von Abkühlmartensit zurückzuführen. Die Bildung von Umformmartensit als Folge einer Kaltumformung bei Raumtemperatur bzw. einer Kaltumformung bei tiefen Temperaturen wird nicht in Betracht gezogen. Damit bleibt die Möglichkeit einer weiteren Anhebung der Zugfestigkeit und eine gleichzeitige Verbesserung der Plastizität ungenutzt.
Das bedeutet, dass auch die gewünschten Änderungen der mechanischen Eigenschaften durch die Anlassbehandlung maßgeblich durch den Abkühlmartensit hervorgerufen werden. Durch den niedrigen Anteil an Abkühlmartensit von maximal 25 % bleiben die Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften des Stahles begrenzt.
Die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften lassen sich für martensitische Stähle durch Anlassen in weiten Grenzen beeinflussen [1 , 2]. Durch die Anlassbehandlung wird eine gewünschte Kombination von Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften eingestellt und die Rissanfälligkeit gemindert. Mit steigender Anlasstemperatur und Anlasszeit werden die Festigkeitseigenschaften erniedrigt und die Zähigkeitseigenschaften erhöht. Dieser Einfluss ist umso höher, je höher der Kohlenstoff- und / oder Stickstoffgehalt des Stahles ist.
Neuere Untersuchungsergebnisse an kommerziellen nichtrostenden martensitischen Stählen, die keine weichmartensitischen Nickelstähle sind, haben gezeigt, dass durch eine Q & P-Behandlung (Quenching & Partitioning) hochfeste und gleichzeitig zähe martensitsche Stähle mit erhöhtem Kohlenstoffgehalt herstellbar sind [3, 4]. Bei der Q & P-Behandlung ist die Anwesenheit von Restaustenit in martensitischen Stählen erforderlich. Um Restaustenit zu bilden, werden die martensitischen Stähle einer Austenitisisierung unterzogen. Während der Austenitisierung gehen die Ausscheidungen weitestgehend in Lösung und der Austenit wird gegenüber einer Martensitbildung stabilisiert. Ausdruck dafür ist eine Abnahme der Ms- und Mf-Temperatur, insofern die Abkühlung schnell erfolgt und die Bildung von Ausscheidungen während der Abkühlung vermieden wird. Um Restaustenit zu erhalten, wird die Abkühlung oberhalb der Mf-Temperatur unterbrochen. Für martensitische Stähle mit Mf- Temperturen oberhalb Raumtemperatur erwächst dadurch ein Nachteil. Diese Stähle dürfen nicht in Wasser abgeschreckt werden, bevor die Anlassbehandlung erfolgt.
Danach werden die Anlassbedingungen so gewählt, dass die entstehenden Ausscheidungen ausschließlich im Martensit erfolgen. Gleichzeitig wird der Restaustenit durch die Diffusion von Kohlenstoff- und Stickstoff stabilisiert. Im Austenit werden keine Ausscheidungen gebildet. Das hat einerseits zur Folge, dass die martensitische Phase eine Dispersionsverfestigung durch die Ausscheidungen erfährt und dadurch die Festigkeitseigenschaften angehoben werden. Zum anderen wird der Restaustenit stabilisiert und bleibt dadurch nach der Abkühlung auf Raumtemperatur teilweise oder vollständig erhalten, wodurch die Zähigkeitseigenschaften des Stahles verbessert werden. Darüber hinaus kann der Restaustenit bei äußerer Beanspruchung einen TRIP-Effekt verursachen, wodurch die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften angehoben werden. Durch die Q & P-Behandlung lassen sich folglich die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften martensitischer Stähle gleichzeitig verbessern.
Die Möglichkeit durch eine Abschreck- und Anlassbehandlung bzw. Q & P-Behandlung die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften für austenitische Stähle zu beeinflussen, ist nicht gegeben. Es fehlt der dafür notwenige Martensit. Werden jedoch metastabile austenitische Stähle einer Kaltumformung unterzogen und dadurch eine Martensitbildung induziert, so entstehen austenitisch-martensitische Gefügezustände, deren Eigenschaften durch eine Anlassbehandlung beeinflussbar sind. Mit steigendem Kaltumformgrad nimmt der Anteil an Um- formmartensit zu und die Festigkeit des Stahles steigt. Nichtrostende austenitische Federstähle mit einem überwiegend martensitischm Gefüge sind ein Beispiel dafür. Um Zugfestigkeit von 1 100 bis 1900 MPa zu gewährleisten und die Rissanfälligkeit zu reduzieren, werden solche Gefügezustände einer Anlassbehandlung unterzogen. Zu diesem Zweck werden die Stähle zwischen 200 und 450 °C und Haltezeiten in der Regel von mehr als 30 Minuten geglüht. Danach besteht das Gefüge aus angelassenem Martensit und Restaustenit. Im Stahl sind Chromkarbid- und Nidridausscheidungen lichtmikroskopisch nachweisbar. Für nichtros- tende austenitische Stähle mit Martensitanteilen zeigt sich, dass durch eine herkömmliche Anlassbehandlung die korrosiven Eigenschaften verschlechtert werden [5].
Aus dem Stand der Technik leitet sich einmal ab, dass die Herstellung von Halbzeug und Bauteilen aus metastabilen austenithaltigen Stählen mit gleichzeitig hohen Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften Grenzen gesetzt sind. Diese Grenzen werden vor allem durch die Austenitstabilität und die gegebenen Kaltumformbedingungen festgelegt. Dadurch werden die Möglichkeiten mittels TRIP-Effekt die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften gleichzeitig anzuheben und das Kaltumform- und das Energieabsorptionsvermögen zu verbessern, begrenzt.
Ein weiterer Nachteil besteht darin, dass für lösungsgeglühte austenitische Stähle im Gegensatz zu martensitischen Stählen eine Abschreck- und Kurzzeit-Anlassbehandlung bzw. Q & P-Behandlung nicht praktikabel ist. Darüber hinaus ist unbekannt, welchen Einfluss eine Q & P-Behandlung auf die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften von ursprünglich auste- nitischen Stählen, die durch eine Tiefkühlung und/oder Kaltumformung Abkühl- und/oder Umformmartensit im Gefüge aufweisen, hat.
Der Erfindung liegt die technische Aufgabe zugrunde, ein Stahlgefüge zu entwickeln, das die Herstellung hochfester und gleichzeitig hochzäher Halbzeuge und Bauteile mit verbesserten Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen gestattet.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten und gleichzeitig zähen Halbzeugen und Bauteilen gelöst, bei dem ein hochlegierter austenitischer Stahl im Gusszustand oder im Knetzustand mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, so dass er eine Ms-Temperatur von 30 bis 0 °C aufweist, danach
b) auf Temperaturen unter - 40 °C abgekühlt wird, so dass α'-Abkühlmartensit entsteht, c) oder bei Raumtemperatur kalt umgeformt wird, so dass α'-Umformmartensit entsteht, d) oder im Temperaturbereich unterhalb Raumtemperatur kaltumgeformt wird, so dass α'-Abkühlmartensit und α'-Umformmartensit entsteht,
e) und im Anschluss an Verfahrensschritt b) oder c) oder d) einer Kurzzeit- Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird, so dass das Halbzeug oder Bauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
Als austenitischer Stahl wird ein hoch legierter Stahl, vorzugsweise ein nichtrostender oder hochmanganhaltiger Stahl mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% mit einem metastabilen austenitischen Gefüge eingesetzt. Kennzeichnend für den Stahl ist eine Ms-Temperatur von ca. 30 bis ca. 0°C, die den Beginn der spontanen α'-Martensitbildung während der Abkühlung anzeigt. Die angegebenen Ms-Temperaturen weisen den Stahl als einen sehr instabilen austenitischen Stahl aus. Instabile austenitische Stähle weisen im Gegensatz zur Mehrheit der austenitischen Stähle während einer Tiefkühlung eine intensive Bildung von α'-Abkühlmartensit auf. Gleichzeitig lässt sich der überwiegende Teil des Austenits während einer Kaltumformung unterhalb bzw. bei Raumtemperatur in Umformartensit überführen. Der austenitische Stahl X10 CrNi18-8 (1 .4310, AISI 301 ) ist ein typisches Beispiel für einen instabilen austenitischen Stahl. Seine Ms-Temperatur liegt wenige Grad unterhalb Raumtemperatur. Deshalb genügen relativ geringen Unterkühlungen, um α '-Abkühlmartensit zu bilden. Darüber hinaus erfolgt die Bildung von α '-Umformmartensit während einer Kaltumformung bei Raumtemperatur bereits in der Regel im elastischen Spannungsbereich beginnend. Das heißt, wegen der Instabilität des Austenits entsteht zunächst spannungsinduzierter Martensit und nachfolgend verformungsinduzierter Martensit. Die Bildung spannungsinduzierten Martensits hat zur Folge, dass die verformungsinduzierte Martensitbildung, die die TRIP-Eigenschaften verursacht, reduziert wird. Dadurch steigen die Festigkeitseigenschaften relativ stark an während die Zähigkeitseigenschaften relativ stark abfallen und der Stahl ein sprödes Verhalten zeigt. Erst durch eine Anlassbehandlung werden die Zähigkeitseigenschaften auf Kosten einer Absenkung der Festigkeitseigenschaften anheben und die Sprödbruchneigung aufgehoben.
Die Instabilität (Metastabilität) des eingesetzten austenitschen Stahles drückt sich dadurch aus, dass der Austenit während einer Tiefkühlung oder/und der Kaltumformung α'- Abkühlmartensit oder/und α'-Verformungsmartensit mit Anteilen zwischen 20 bis 90 Volumen-% bildet, vorzugsweise zwischen 30 bis 90 Volumen-%, bevorzugt zwischen 20 und 80 Volumen-%, besonders bevorzugt zwischen 40 und 60 Volumen-% . Die Kaltumformung erfolgt dabei nahe bzw. unterhalb Raumtemperatur. Die Umformtemperatur während der Kaltumformung soll 60 °C, bevorzugt 20 bis 30 °C nicht überschreiten. Der zulässige Anteil an Deltaferrit im Stahl liegt bei kleiner 10 Volumen-%.
Der austenitische Stahl ist ein hoch legierter Stahl, vorzugsweise ein nichtrostender oder hochmanganhaltiger Stahl mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit. Hochlegierte austenitische Stähle bezeichnen Stähle, bei den denen die denen die Summe der Legierungselemente einen Gehalt von 5 Massenprozent überschreitet. Hochmaganhaltiger austenitischer Stahl ist ein Stahl mit einem Mangangehalt von mehr als 16 bis 33 %.
Austenitische Stähle werden unter Schutzgasatmosphäre lösungsgeglüht und anschließend auf Raumtemperatur abgeschreckt. Die bevorzugte Glühtemperatur liegt dabei zwischen 1000 und 1 150 °C, besonders bevorzugt zwischen 1000 und 1080 °C. Die Glühtemperatur kann aber auch darunter als auch darüber liegen, wobei 950 °C in der Regel nicht unter- und 1 150 °C nicht überschritten werden. Die Haltezeiten der Bauteile betragen je nach Abmessungen in der Regel eine Stunde bis 30 Minuten. Während des Lösungsglühens können sich Ausscheidungen auflösen und das Gefüge wird bezüglich der gelösten Elemente im Austenit homogenisiert. Dieser Gefügezustand bleibt während einer Abschreckung auf Raumtemperatur weitestgehend erhalten. Üblicherweise wird in Wasser abgeschreckt. Der bei Raumtemperatur vorliegende austenitische Gefügezustand hat sich bezüglich der Verarbeitungseigenschaften und guter korrosiver und mechanischer Eigenschaften als günstig erwiesen.
Die Ms-Temperatur ist die Temperatur bei der die spontane Martensitbildung während einer Abkühlung eines austenithaltigen Stahles beginnt. Dabei wandelt ca. 1 % Austenit in Martensit um.
Die As-Temperatur ist die Temperatur bei der während einer Erwärmung der Martensit beginnt in Austenit umzuwandeln. Es bilden sich die ersten Austenitanteile von ca. 1 %. Die Af-Temperatur ist die Temperatur bei der die Martensitumwandlung in Austenit während einer Erwärmung endet, d. h. ca. 99 % des Martensits in Austenit umgewandelt ist.
Da die Umwandlungen mit Längenänderungen einhergehen, werden die genannten Umwandlungstemperaturen üblicherweise mit einem Dilatometer (Längenmessgerät) ermittelt. Raumtemperatur für das erfindungsgemäße Verfahren bezeichnet eine Temperatur zwischen 20 und 25°C.
Die kurzzeitige Anlassbehandlung im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungs- temperatur As des Martensits in Austenit und die anschließende Abkühlung auf Raumtemperatur bewirkt die Einstellung eines austenitisch-martensitisch-karbidischen Gefüges mit TRIP-Eigenschaften und hohem Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen. Die Rück- umwandlung des Martensits in Austenit beginnt bei der As-Temperatur und endet bei der Af- Temperatur. Diese Temperaturen sind für Abkühlmartensit von der chemischen Zusammensetzung des Austenits und für Umformmartensit zusätzlich vom Kaltumformgrad abhängig.
Die Anlassbedingungen werden so gewählt, dass nach der Abkühlung von der Anlasstemperatur auf Raumtemperatur der Martensit feinstdisperse (vorwiegend im nm-Bereich) Karbide und / oder Nitride und/oder Karbonitride enthält und die Gitterverzerrung des Martensits reduziert ist. Darüber hinaus dürfen sich in der austenitischen Matrix noch keine Ausscheidungen gebildet haben. Die Ausscheidungen im Martensit bewirken einerseits eine Dispersionsverfestigung des Stahles und andererseits eine mechanische Stabilisierung des Austenits. Beide Effekte haben zur Folge, dass bei einer Kaltumformung die Bildung von Verfor- mungsmartensit im elastischen Deformationsbereich des Stahles erschwert bzw. vollständig unterdrückt wird. Die Martensitbildung findet deshalb überwiegend bzw. ausschließlich in dem plastischen Deformationsbereich des Stahles statt. Dadurch kommt der TRIP-Effekt maßgeblich zum Tragen und bewirkt einen Anstieg der Zugfestigkeit und der Zähigkeitseigenschaften, wie z. B. der Bruchdehnung des Stahles. Das ist ein sehr bedeutender Vorteil den instabile austenitische Stähle haben in denen sich erfindungsgemäß Martensit gebildet hat und die erfindungsgemäß einer Kurzzeit-Anlassbehandlung unterzogen werden.
Nach einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens werden hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Leichtbauteile so hergestellt, so dass Halbzeuge und Leichtbauteile aus einem hochlegierten austenitischen Stahl im Gusszustand oder im Knetzustand mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse- % und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit, nach einem Lösungsglühen mit anschließender Abschreckung auf Raumtemperatur mit einer Ms-Temperatur von 0 bis 30 °C auf Temperaturen unter -40 °C abgekühlt und/ oder kalt umgeformt, danach einer Anlassbehandlung im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt werden. Vorteilhaft werden die Tieftemperaturbehandlungs- und/oder die Kaltumformbedingungen so gewählt, dass der Anteil an α'-Martensit zwischen 20 bis 90 Volumen-% bildet, vorzugsweise zwischen 30 bis 90 Volumen-%, bevorzugt zwischen 20 und 80 Volumen-%, besonders bevorzugt zwischen 40 und 60 Volumen-% liegt.
Um die Ziele des erfinderischen Verfahrens zu erreichen, liegt die Anlasstemperatur unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits, vorzugsweise im Bereich von 200 bis 600 °C mit einer nachfolgenden Abkühlung in Wasser. Die Anlasszeiten sind entsprechend zweier Temperaturbereiche abgestuft. Im Temperaturbereich von 200 bis 400 °C liegen die Anlasszeiten unter 30 Minuten, vorzugsweise zwischen 10 und 15 Minuten und im Temperaturbereich zwischen 400 und 600 °C unter 20 Minuten, vorzugsweise zwischen ca. 3 und 10 Minuten.
In Abhängigkeit vom Martensitanteil der Stähle und dem Summengehalt an Kohlenstoff- und Stickstoff können die mechanischen Eigenschaften und das Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen in weiten Grenzen eingestellt werden. So lassen sich z. B. hochfeste und gleichzeitig zähe Stähle mit 0,2 %-Dehngrenzen von ca. 400 bis ca. 1200 MPa und Zugfestigkeiten von ca. 1200 bis ca. 2100 MPa und Bruchdehnungen im Bereich von ca. 33 bis ca. 8 % erzeugen. Die Maßzahl für das Energieabsorptionsvermögen, d. h. das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung, liegt dann zwischen 39600 und 16800 MPa%.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich hochfeste und gleichzeitig zähe Gusshalbzeuge oder Gussteile dadurch herstellen, indem ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit, a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, so dass es eine Ms-Temperatur von ca. 30 bis ca. 0 °C aufweist,
b) danach auf Temperaturen unter - 40°C abgekühlt, so dass ein Teil des Austenits in α'-Abkühlmartensit umwandelt und
c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,
dass das Halbzeug oder Gussbauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich hochfeste und gleichzeitig zähe Gussund Knetteile wie z. B. Messerstahl, dadurch herstellen, in dem ein hochlegiertes austeniti- sches Stahlgussteil oder warmumgeformtes Stahlteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) danach im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,
b) danach auf Temperaturen unter Raumtemperatur abgekühlt und bei diesen Tieftemperaturen beginnend umgeformt wird, so dass ein Teil des Austenits in a'- Martensit umwandelt,
c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,
dass das Halbzeug oder Bauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich hochfeste und gleichzeitig zähe Knetteile, z. B. Befestigungselemente, dadurch herstellen, indem ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil oder warmumgeformtes Stahlteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,
b) danach kalt umgeformt wird,
c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird, dass das Halbzeug oder Bauteil ein Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
Vorteilhaft erfolgt die Kaltumformung in mehreren Stichen und so, dass die Stahlteile während der Kaltumformung so gekühlt werden, dass sie während der Kaltumformung eine Temperatur von 20°C bis 60°C, bevorzugt 20 bis 40°C nicht überschreiten.
Zur Erfindung gehören hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Bauteile aus hochlegiertem Stahl oder Stahlguss, die dadurch gekennzeichnet sind, dass der Stahl einen Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 und kleiner 0,5 Masse-%, ein Karbide und/oder Nitride bzw. Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit einem Anteil von 20 bis 90 Volumen-% α'-Martensit, ein ausscheidungsfreies austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften und mit einem Anteil an Deltaferrit kleiner 10 Volumen-%, eine 0,2 %-Dehngrenze im Bereich von 400 bis 1200 MPa, eine Zugfestigkeit im Bereich von 1200 bis 2100 MPa, eine Bruchdehnung im Bereich von 33 bis 8 % und ein Energieabsorptionsvermögen von 16800 bis 39600 MPa% hat.
Mit dem erfinderischen Verfahren gelingt eine Weiterentwicklung der konventionellen AHSS- Stähle (Advanced-High-Strength-Steels). Fig. 1 zeigt anhand eines Bruchdehnungs- Zugfestigkeits-Diagramms die Lage der erfindungsgemäßen ultrahochfesten austenitisch- martensitisch-karbidischen TRIP-Stähle (Ellipse mit der Bezeichnung AMC-TRIP) im Vergleich zu den konventionellen AHSS-Stählen anhand des Bruchdehnungs- Zugfestigkeitsschaubilds. Dabei ist herauszustellen, dass sich Guss- und Knetzustände von Stählen gleicher chemischer Zusammensetzung bezüglich der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften nicht wesentlich unterscheiden.
Gegenüber den Q & P-behandelten martensitischen Stählen weisen die erfinderischen AMC- Stähle ähnliche Festigkeitswerte aber höhere Bruchdehnungen auf. Darüber hinaus können die erfindungsgemäßen Stähle im Gegensatz zu den Q & P-behandelten martensitischen Stählen in Wasser abgeschreckt werden, was ihre Herstellung vereinfacht. Hinzu kommt, dass die erforderliche Tiefkühlung bzw. Kaltumformung nicht unmittelbar nach der Wasserabschreckung durchgeführt werden muss.
Besondere Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens ergeben sich aus dem Abschrecken mit nachfolgendem kurzzeitigen Anlassen. In jüngster Zeit ist eine solche Behandlung ausschließlich für martensitische Stähle erfolgreich praktiziert worden. Die Anwendung einer Q & P-Behandlung bzw. des Abschreckens mit kurzzeitigem Anlassen auf austenitische Stähle setzt eine teilweise bzw. vollständige Umwandlung des Austenits in α'-Martensit voraus. Zu diesem Zweck werden austenitische Stähle mit einer Ms-Temperatur zwischen 0 und 30 °C einer Tiefkühlung und/oder Kaltumformung unterzogen, um α'-Abkühlmartensit bzw. Um- formmartensit zwischen 30 und 90 % zu bilden. Die sich in einem Stahl bildenden α'- Martensitanteile lassen sich durch die Wahl der Tiefkühl- und Umformbedingungen in weiten Grenzen beeinflussen, so dass ein sehr großes Eigenschaftspotenzial einstellbar ist. Aufgrund dessen, dass in den erfindungsgemäß behandelten Stählen die spannungsinduzierte α'-Martensitbildung weitestgehend unterdrückt wird und der TRIP-Effekt auf einem erhöhten Festigkeitsniveau ausgelöst wird, lassen die ursprünglich austenitischen Stähle in ultrahochfeste Stähle mit gleichzeitig erhöhten Zähigkeitseigenschaften überführen. Die Dehngrenzen sind vor allem für Stahlguss bis zu 6 mal höher als von herkömmlichem Stahlguss. Bei den Zugfestigkeiten liegt der Faktor bei über 3. Dadurch ist eine Alternative für den Leichtbau gegeben. Bauteile aus so behandeltem Stahlguss verfügen darüber hinaus über ein extrem hohes Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen. Hinzu kommt, dass gefertigte Bauteile sich durch hohe Härten und Verschleißwiderstände auszeichnen. Darüber hinaus können Bauteile aus Vergütungs- und Werkzeugstählen gleicher Festigkeitsklasse ersetzt werden.
Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren kann zur Herstellung von höchstbeanspruchten Bauteilen, wie z. B. Struktur- und Crashelementen, Konstruktions-, Maschinenbau- , Messer- und Verschleißteilen sowie Panzerungen oder zur Herstellung von Halbzeugen als Halbzeuge, als Brammen, Profile, Stangen, Stabstahl, Coils, Bleche, oder Rohre eingesetzt werden.
Anhand nachfolgender Ausführungsbeispiele soll die Erfindung näher erläutert werden:
Ausführungsbeispiel 1
Es wurde ein austenitischer CrMnNi-C-N-Stahl in einem Vakuuminduktionsofen unter Stickstoffatmosphäre erschmolzen. Nach der erfolgreichen Einstellung der geforderten chemischen Zusammensetzung des Schmelzbades ist die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille abgegossen und auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die chemische Zusammensetzung des Stahls ist in Tabelle 1 angegeben. Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung des austenitischen Versuchsstahls in Gew. % chemische Fe +
C N Cr Ni Mn Si
Zusammensetzung others
CrMnNi-C-N 0,15 0,10 15,00 3,00 3,00 0,50 bal.
Der Gussblock weist bei Raumtemperatur ein vollständig austenitisches Gefüge auf. Das Material wurde zur Homogenisierung des Gusszustandes und zur vollständigen Karbidauflösung bei einer Temperatur von 1 150 °C für 30 min lösungsgeglüht und anschließend in Wasser abgeschreckt. Mit Hilfe von dilatometrischen Messungen konnte eine Martensit- Start-Temperatur von 13 °C bestimmt werden. Nachfolgend wurde der Gussblock einer Tieftemperaturbehandlung in flüssigen Stickstoff (-196 °C) unterzogen. Während der Tiefkühlung entsteht 60 % α'-Abkühlmartensit. Nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur besteht das Gefüge des Stahles aus 40 % Austenit und 60 % a'-Abkühlmartensit.
Dieser austenitisch-martensitische Werkstoffzustand wird schließlich einer 3-minütigen Anlassbehandlung bei 450 °C unterzogen und danach in Wasser abgeschreckt. Durch diese Wärmebehandlung kommt es zur Bildung feindisperser Carbid- und Nitrid-Ausscheidungen und zur Reduzierung der Gitterverzerrung des Martensits. Im Austenit bilden sich hingegen keine Ausscheidungen.
Von diesen Gefügezuständen wurden Proportionalstäbe nach DIN 50125 herausgearbeitet. Danach sind Zugversuche bei RT mit einer Dehnrate von 4x10"4 s"1 durchgeführt worden, um die mechanischen Kennwerte zu ermitteln. Es sind eine Dehngrenze (RPO,2) von 1050 MPa, eine Zugfestigkeit (Rm) von 1552 MPa sowie eine Gleichmaßdehnung (Ag) von 19 % und einer Bruchdehnung (ABr) von 23 % bestimmt worden. Die Maßzahl für das Kaltumform- bzw. Energieabsorptionsvermögen Rm *ABr liegt somit bei 35696 MPa%.
Aus dem erfindungsgemäß behandelten Stahlguss ist eine Platine mit den Abmessungen 100 mm * 60 mm * 8 mm gefertigt worden, die als Panzerung von Fahrzeugen, die ballistischen Beanspruchungen ausgesetzt sind, eingesetzt wird.
Ausführungsbeispiel 2 - Messerstahl
Es wurde ein austenitischer CrMnNi-C-N-Stahl in einem Vakuuminduktionsofen unter Stickstoffatmosphäre erschmolzen. Nach der erfolgreichen Einstellung der geforderten chemischen Zusammensetzung des Schmelzbades ist die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille abgegossen und auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Im Endergebnis wurden zwei Gussplatinen in den Abmessungen 220 * 45 * 35 mm erzeugt. Die chemische Zusammensetzung des Stahls ist in Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2: Chemische Zusammensetzung des austenitischen Versuchsstahls in Gew.% chemische Zusammensetzung
Fe +
Stahl C N Cr Ni Mn Si
andere
CrMnNi-C-N 0,102 0,229 17,00 0,10 6,08 0,50 Rest
Die Gussplatine weist bei Raumtemperatur ein vollständig austenitisches Gefüge auf. Zur Durchführung des Warmwalzens wurde die Platine zunächst auf eine Temperatur von 1 150°C aufgeheizt und anschließend in mehreren Stichen auf eine Stärke von 3,5 mm warm umgeformt. Nach der Abkühlung auf RT liegt ein rekristallisiertes, feinkörniges, austenitisches Gefüge mit Karbid-Nitridauscheidungen vor. Um diese Ausscheidungen aufzulösen, wurde die Platine einer Lösungsglühung bei 1 150°C und einer Haltezeit von 30 min unter Argonatmosphäre unterzogen und danach in Wasser abgeschreckt. Es liegt ein austenitisches Gefüge. Nachfolgend erfolgte die Kaltumformung der in Eiswasser unterkühlten 6 mm Platine ohne Zwischenglühungen auf eine Dicke von 2,4 mm und 2,0 mm. Um in den Blechen einen notwendigen Martensitanteil von mehr als 80 % zu erhalten, musste die Erwärmung des Materials über 30 °C während der Kaltumformung weitestgehend vermieden werden. Zu diesem Zweck wurden die Bleche nach jeder Stichabnahme von jeweils 0,2 mm erneut in Eiswasser gekühlt bevor eine weitere Kaltumformung erfolgte. Durch die Abkühlung unterhalb RT während des Kaltwalzvorganges bildet sich im 2,4 mm Blech 82 % Martensit und im 2,0 mm Blech 93 % Martensit. Mit steigendem Martensitanteil steigt die Härte. Die HRc- Härtewerte liegen für das bei 55-56 bzw. 56-57. Nachfolgend sind diese Gefügezustände einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von 5 Minuten bei 200 °C unterzogen worden und danach an Luft abgekühlt. Diese Behandlung hatte zur Folge, dass ein weiterer Härteanstieg um einen Härtewerte erzielt wurde. Die HRc-Werte liegen bei 56 bis 57 bzw. 57 bis 58. Die Härtewerte liegen damit oberhalb der Härtewerte herkömmlicher nichtrostender Messerstähle. Gegenüber herkömmlichen nichtrostenden Messerstählen verfügt der erfindungsgemäß behandelte Stahl bei einem deutlich abgesenkten Kohlenstoffgehalt über Restaustenit. Beide Faktoren bewirken eine Anhebung der Zähigkeitseigenschaften.
Ausführungsbeispiel 3 - Befestigungselement Lagerbolzen
Ein austenitischer CrMnNi-C-N-Stahl wurde in einem Vakuuminduktionsofen unter Stickstoffatmosphäre erschmolzen. Nach der Einstellung der geforderten chemischen Zusammensetzung des Schmelzbades ist die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille unter Vakuum zu 45 mm Rundmaterial abgegossen und auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die chemische Zusammensetzung des Stahls ist in Tabelle 3 angegeben.
Figure imgf000017_0001
Das Material wurde anschließend durch Warmwalzen in einem Triogerüst auf einen Durchmesser von 12 mm gebracht und auf Raumtemperatur an Luft abgekühlt. Die Warmumfor- manfangstemperatur lag bei 1 150 °C. Dieses Stabmaterial wurde einer 30-minütigen Lö- sungsglühung bei 1050 °C unterzogen und in Wasser abgeschreckt. Das Gefüge des Stahles bei Raumtemperatur war austenitisch. Das Stabmaterial ist nachfolgend in mehreren Stichen ohne eine Zwischenglühung auf einen Durchmesser von 6 mm kalt gezogen worden. Um eine unerwünschte Erwärmung als Folge der Kaltumformung zu vermeiden, wurden einmal relativ geringe Kaltumformgrade realisiert. Zum anderen ist das Material nach jedem Stich auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Durch die Kaltumformung entsteht Umformmartensit, der zu einer starken Verfestigung führt. Im Gefüge sind 80 % Umformmartensit nachweisbar. Der HRc-Härtewert liegt bei 54. Das so gefertigte Material ist nachfolgend auf die gewünschte Bolzenlänge von 50 mm zugeschnitten worden und einem Kurzzeitanlassen (400 °C, 5 Minuten Haltezeit) unterzogen worden. Obgleich der Martensit dadurch entspannt wird, wird ein Härteanstieg verursacht. Die Härte steigt als Folge der Bildung von feinstdis- persen Ausscheidungen auf den geforderten Härtewert von 56 HRc für den Lagerbolzen. Aufgrund des vorhandenen Restaustenits bleibt eine hohe Restzähigkeit erhalten.
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Claims

Patentansprüche
1 . Verfahren zur Herstellung von hochfesten und gleichzeitig zähen Halbzeugen oder Bauteilen bei dem ein hochlegierter austenitischer Stahl im Gusszustand oder im Knetzustand mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, so dass er eine Ms-Temperatur von 30 bis 0 °C aufweist, danach
b) auf Temperaturen unter -40°C abgekühlt wird,
c) oder bei Raumtemperatur kalt umgeformt wird,
d) oder im Temperaturbereich unterhalb Raumtemperatur kaltumgeformt wird, e) und im Anschluss an Verfahrensschritt b) oder c) oder d) einer Kurzzeit- Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,
dass das Halbzeug oder Bauteil ein Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass zur Herstellung hochfester und gleichzeitig zäher Gusshalbzeuge oder Gussbauteile ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,
b) danach auf Temperaturen unter -40°C abgekühlt und
c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird, dass das Gusshalbzeug oder Gussbauteil ein Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil oder warmumgeformtes Stahlteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) danach im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,
b) danach auf Temperaturen unter Raumtemperatur abgekühlt und bei diesen Tieftemperaturen beginnend umgeformt wird,
c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,
dass das Halbzeug oder Bauteil ein Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, bei dem ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil oder warmumgeformtes Stahlteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,
a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,
b) danach kalt umgeformt wird,
c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,
dass das Halbzeug oder Bauteil ein Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.
5. Verfahren nach Anspruch 2 bis 4, gekennzeichnet dadurch, dass die Anlasszeit im Temperaturbereich von 200 bis 400 °C kleiner 30 Minuten beträgt.
6. Verfahren nach Anspruch 2 bis 4, gekennzeichnet dadurch, dass die Anlasszeit im Temperaturbereich von 400 bis 600 °C kleiner 20 Minuten beträgt.
7. Verfahren nach Anspruch 3 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlteile während der Kaltumformung so gekühlt werden, dass sie während der Kaltumformung eine Temperatur von 60 °C nicht überschreiten.
8. Verwendung der hochfesten und gleichzeitig zähen Halbzeuge und Leichtbauteile aus hochlegiertem Stahl gemäß Anspruch 1 bis 7 als Struktur- und/oder Crashelemente, als Konstruktions-, Maschinenbau- oder Verschleißteile oder Messerstahlteile oder für Panzerungen oder als Halbzeuge, als Brammen, Profile, Stangen, Stabstahl, Coils, Bleche, oder Rohre.
9. Hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Leichtbauteile aus hochlegiertem Stahl, mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 und kleiner 0,5 Masse-%, mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit, mit einem Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltenden martensitisch- austenitischen Gefüge mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit ohne Ausscheidungen im Austenit, mit einer 0,2 %-Dehngrenze im Bereich von 400 bis 1200 MPa, mit einer Zugfestigkeit im Bereich von 1200 bis 2100 MPa, mit einer Bruchdehnung im Bereich von 33 bis 8 % und mit einem Energieabsorptionsvermögen von 16800 bis 39600 MPa% hergestellt nach einem Verfahren der Ansprüche 1 bis 7.
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