WO2017157793A1 - Federnde bauteile aus einer stahllegierung und herstellungsverfahren - Google Patents

Federnde bauteile aus einer stahllegierung und herstellungsverfahren Download PDF

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WO2017157793A1 PCT/EP2017/055699 EP2017055699W WO2017157793A1 WO 2017157793 A1 WO2017157793 A1 WO 2017157793A1 EP 2017055699 W EP2017055699 W EP 2017055699W WO 2017157793 A1 WO2017157793 A1 WO 2017157793A1
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Uwe Diekmann
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Matplus Gmbh
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Definitions

  • the invention relates to a manufactured from a steel alloy component and a method for its preparation.
  • a component in the sense of the present invention may be a semi-finished product.
  • Of interest are often made of steel elastically deformable components, which are used as springs. Steel springs can perform different tasks, e.g. Storing mechanical energy. Feathers can also be called
  • Springs are made of different materials and in different designs. Springs made of steel with a high carbon content of> 0.6% by weight are known, for example, which are patented and can thus obtain a very high strength of more than 2000 MPa.
  • patenting is meant a heat treatment to obtain a structure suitable for cold forming.
  • patenting is an isothermal heat treatment in which the material is cooled after austenitization to a predetermined temperature above the Martenitstarttemperatur and a so-called sorbitic structure is formed. Patenting is limited to small cross-sections and is therefore applied to tapes or wires.
  • the document WO 201 5/1 44661 A2 discloses sheets, tubes or wires having a strength of, for example, more than 900 MPa and a breaking elongation of more than 15%, made of low-alloy steels. Lower Festig opportunities at higher elongation at break are also possible.
  • the task was solved by a component according to claim 1 and by a method having the features of the independent claim.
  • Preferred embodiments are given in the dependent claims a,
  • the component with the features of the main claim has on the one hand a high strength and on the other hand, a lowered elastic modulus such that it is particularly well suited for use as a resilient component, which can also be connected by welding with another component.
  • the carbon content of the alloy constituting the component is limited to less than -0.3% (preferably less than 0.2% by weight) to allow joining by welding.
  • the sum of the alloying elements except iron is preferably limited to less than 4%, particularly advantageously less than 3%, in particular alloying elements such as Cr, Ni, Mo, V being omitted as far as possible.
  • a low-alloy steel which thus comprises a high proportion of iron.
  • No alloying element of the low-alloyed steel exceeds an average content of 5 mass%.
  • the proportion of iron in the sulfur-containing alloy is in particular more than 90% by weight, preferably more than 96% by weight.
  • the alloy includes copper as an alloying element.
  • Recrystallization tion temperature subjected.
  • the applied In particular, the temperature is significantly below the recrystallization temperature, resulting in a technically simple
  • the temperature is 100 ° C below the crystallization temperature.
  • the invention utilizes the strength-enhancing effect of precipitation hardening with copper from a martensitic matrix.
  • the invention utilizes precipitation hardening to simultaneously increase the strength and ductility of the alloy and the semifinished product made therefrom.
  • the invention enables a production-safeificatfoige consisting of cold working and annealing below the Rekristallisa tion temperature in particular for the production of semi-finished products and components in the strength range of more than 1400 MPa, preferably more than 1600 MPa, more preferably more than 1800 MPa.
  • a bell annealing or another annealing process with low temperature gradients is sufficient for precipitation hardening.
  • the alloy constituting the component necessarily contains iron and copper, and further one or more of the constituents further mentioned below. In the following, all percentages are based on wt .-% of the total alloy, unless otherwise stated.
  • Iron The main constituent of the alloy is iron in an amount of preferably at least 96% by weight.
  • a high iron content ensures low costs in terms of alloy composition and processing throughout the process chain. Higher alloy contents or lower iron contents lead in the classic steel mills, in which mass steels are produced cost-efficiently, to long times for the alloy treatment in the ladle, so that a technically simple production process is hindered.
  • Copper 0.5-2.0% by weight, preferably 0.8-1.6% by weight %, particularly preferably 1.0 to 1.5 wt .-%. Copper improves hardenability and lowers the edge hardness when quenching the steel from the austenitizing temperature.
  • Martensite is significantly improved and the solidification component decreases.
  • the copper leaves the martensite and forms fine precipitates.
  • the precipitates provide a contribution of about 200 MPa per% of precipitated copper to the strength and can thus more than compensate for the softening of the martensite by tempering effects.
  • the lattice of the martensite which is tensioned by an upstream work hardening, is expanded by diffusing out the Cu atoms, so that the ductility increases disproportionately compared to a pure tempering treatment. Below 0.4% by weight of copper, the effect of the copper is comparatively low. Above 1.5% by weight, the use is limited for cost reasons.
  • Carbon is present at more than 0.12 wt% and less than 0.3 wt%, preferably less than 0.25%. In combination with the element Cu, this allows a good formability in the martensitic state and ensures a very good weldability.
  • Cr-Si-Mn-Ni By varying the contents of Cr, Si, Mn and Ni, the basic strength of the steel and the hardening behavior are influenced.
  • the sum of Cr + Mn + Si + Ni is according to the invention preferably in the range of 0.5 to 2.5 wt .-%.
  • the contents of silicon and manganese are as follows, the total amount of Cr + Mn + Si + Ni being as defined above:
  • Silicon 0-2% by weight, preferably 0.8-1.2% by weight.
  • An appropriate Si content has a favorable influence on the ductility and solidification during cold forming and improved the scale resistance and therefore also has a positive influence on the reduction of the risk of red brittleness.
  • Manganese 0.3-2 wt. preferably 0.3-0.6% by weight.
  • a comparatively low Mn content influences the segregation behavior in continuous casting and improves the formability.
  • a higher manganese content of 0.6 to 2% leads to a higher basic strength, nitrogen: preferably 0.001 to 0.015 wt .-%, particularly preferably 0.003 - 0.008 wt .-%.
  • Nitrogen is a regular companion regularly.
  • Boron preferably 0.001 to 0.01 wt .-%, particularly preferably 0.001 to 0.005 wt .-%. Boron is surface-active as a dissolved element in austenite. It improves hardenability in conventional low alloy alloys by retarding ferrite nucleation at the austenite grain boundaries. Here, the boron addition reduces the risk of red rot.
  • Aluminum preferably 0 to 0.04 parts by weight.
  • Aluminum is a common alloying element for deoxidation, which is added especially at low manganese and silicon contents.
  • Ti-Nb-V-Mo-W These refractory metals form carbides and nitrides which, as fine precipitates, can increase strength. A simultaneous increase in strength by excretion of refractory carbonitrides in addition to curing with Cu is possible. The sum of these elements should initially be less than 0.3% by weight for cost reasons alone.
  • the effectiveness of the refractory metals is linked to available carbon and / or nitrogen. Titanium: preferably 0 to 0.04 wt .-%, particularly preferably 0.02 to 0.05 wt .-%.
  • Titanium binds the unwanted nitrogen in a ratio of 3.2% nitrogen content in wt% at high temperatures> 1000 ° C and prevents the formation of undesired boron nitrides. Above this content, Ti contributes to a precipitation hardening together with C low temperatures in the range 300 - 600 ° C available. Titanium carbides may contribute to further precipitation hardening in parallel to the copper precipitates. A disadvantage associated with higher Ti contents is the setting of the dissolved boron in the form of titanium borides, which form even at high temperatures.
  • the alloy of the invention may contain small amounts of other elements, for example in the form of the usual accompanying elements as impurities.
  • impurities are mostly unavoidable admixtures such as e.g. Sulfur and phosphorus, tin, antimony.
  • the amount of impurities depends on the production routes in the steel mill and should generally be less than 0.03 wt .-% in total.
  • the alloy particularly preferably consists of (in% by weight, based on the total alloy, the sum of all constituents being 100% by weight) of iron> 96
  • the component according to the invention is preferably a spring.
  • the component may be a coil spring, a leaf spring, a coil spring, a torsion spring, a leg spring, an elliptical spring, a wave spring or a spring joint.
  • the component according to the invention may be a semi-finished product, from which other components are produced.
  • Inventive other components can be made from semi-finished products such as flat material, wire and combinations thereof.
  • the necessary cold working either takes place already during the production of the semi-finished products, e.g. Cold strip, cold formed, e.g. drawn wire from the alloy, or only at the final deformation of soft semi-finished product.
  • the technology is suitable for components with variable wall thicknesses, e.g.
  • the wall thicknesses, bending thicknesses or cross sections of the components can be varied within the component, for example by up to 60% relative to the initial thickness or initial thickness, for example reduced It is preferred to vary or reduce by at least 30%.
  • a cold deformation in the form of a cross-sectional decrease of at least 10% up to 80% is possible based on the initial cross-section.
  • the cold deformation of semi-finished products from the alloy according to the invention by conventional cold-forming process. Examples include cold drawing, cold rolling of strip and / or profiles, calibration rolls, cold heading, thread rolling, deep drawing, cupping, flow-forming, rotary swaging.
  • the cold forming according to the invention is preferably carried out at temperatures below 400 ° C, more preferably at room temperature.
  • the dimensional change achieved by the cold forming is preferably at least 10% based on the initial dimension.
  • the subsequent annealing or precipitation hardening to increase the ductility and strength is carried out according to the invention at temperatures of preferably between 250 and 600 ° C, preferably 250 to 450 ° C for a total duration of preferably 30 minutes to 48 hours, so that neither an undesirable delay nor a Scaling of surfaces occurs.
  • the duration of the annealing treatment is variable within wide ranges, since, for example, large masses in the form of coils with several tons of weight have a high thermal inertia. For such masses results from the lowered compared to the usual stress relief annealing maximum temperature shortening the process time by several hours.
  • the excellent surface quality of the components according to the invention also ensures good fatigue properties under cyclic loading.
  • the low annealing temperatures require significantly reduced energy consumption over the recrystallization annealing or quenching required in the prior art which requires heating to 600 ° C to 950 ° C.
  • the alloy according to the invention is produced in the usual way, for example via the blast furnace route, direct reduction steelworks and electric steelworks.
  • the alloy composition is prepared in conventional ladle metallurgy, the chemical composition being tested by suitable methods, eg optical emission spectroscopy (OES).
  • Casting usually takes place in continuous casting for the relevant mass production.
  • the rolling of tape and rod material is done for.
  • conventional hot rolling mills e.g. Warm wide band lines, bar steel lines and wire lines.
  • Particularly advantageous is the production in integrated casting-rolling plants, since cost advantages arise here by favorable energy balance.
  • the direct use of the steel from the casting heat without separate intermediate heating has fewer risks in terms of a potential risk of red rot.
  • the accelerated cooling can be from the rolling heat, so that a martensitic structure is formed and a subsequent adjustment of this structure can be omitted by a separate heat treatment.
  • the alloy is cold-worked and precipitation-hardened with copper so as to obtain a strength of more than 1400 MPa, preferably more than 1600 MPa, more preferably more than 1800 MPa.
  • the modulus of elasticity of the component thus produced is regularly below 200 GPa due to cold deformation. If the component is a semifinished product, then this is fundamentally very well elastically deformable in such a way that a spring can be produced therefrom. Since the energy storage capacity of a spring is characterized by the quotient of yield strength and modulus of elasticity can be, the described production is advantageous for the production of spring elements.
  • the cold deformation takes place in an advantageous embodiment of the component thus produced locally, so that smaller and higher-strength cross-sections arise, which can be advantageously exploited for example for spring joints.
  • the local reduction in cross-section leads not only to the local strength refracting but also to the local decrease of the modulus of elasticity, so that particularly flexible, elastic spring joints can be produced, which can be welded to other components at the thickened ends.
  • the component is in particular welded to another component.
  • the welded joint was produced by arc welding.
  • compositions for the material according to the invention are shown in FIG. 1,
  • FIG. 2 shows the yield strength Rp02, tensile strength Rm, breaking elongation A5 and fracture constriction / ductility Z for the two alloys in different states.
  • Hot rolled results in a nornnalized microstructure with low strength after slow cooling. Accelerated cooling, for example, in water leads to a hardened structure, which in large parts consists of martensite.
  • the alloying element Cu causes a lowered hardness of the martensite and a lowering of the hardening coefficients for cold forming. As a result, the material, in spite of the hardness structure without further intermediate heat treatment directly cold formed, for example by rolling or pulling.
  • the cold deformation can lead to a considerable work hardening with the yield strength shown here above 1900 MPa, but with a simultaneous decrease in the ductility Z.
  • the strength increase can be adjusted by varying degrees of deformation.
  • a subsequent heat treatment at 300 ° C shows a further increase in the yield strength and at the same time an increase in the ductility Z.
  • Elastic modulus is particularly favorable to allow use as a spring.
  • FIG. 3 illustrates in a sectional illustration an advantageous embodiment of a planar component with a local cross-section decrease and in the region of the local cross-section decrease 2, in which the component has a higher strength compared to the strength of the adjacent regions 1.
  • area 2 was locally reshaped to reduce the material thickness in area 1 and strain hardened.
  • the adjoining areas 1 either or not to a lesser extent was deformed and work hardened.
  • a local solidification is achieved, which is suitable for particularly stressed areas.
  • Such a component is for example particularly well suited for use as a spring joint.
  • the area 2 then acts as a joint in such a component.

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Abstract

Offenbart wird ein Bauteil mit einer Festigkeit von mehr als 1400 MPa, vorzugsweise von mehr als oberhalb 1800 MPa, das über einen Schweißprozess mit anderen Metallen/Stahl verbunden werden kann, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahllegierung in Gewichtsprozenten - Kohlenstoff 0,12 - 0,3 - Kupfer 0,5 - 2 - Nickel 0 - 0,5 - Mangan 0,3 - 2 - Chrom 0 - 2 - Silizium 0 - 2 - Stickstoff 0 - 0,015 - Titan 0 - 0,04 - Bor 0,001 - 0,01 - Eisen und übliche Verunreinigungen umfasst oder daraus besteht, wobei die Summe der Legierungselemente weniger als 5%, vorzugsweise weniger als 4% beträgt. Offenbart wird ferner ein zugehöriges Herstellungsverfahren, welches Kaltumformen des martensitischen Ausgangsgefüges und Aushärten umfasst, sowie ein Verfahren, gemäß dem das Bauteil durch Schweißen mit einem weiteren Bauteil verbunden wird.

Description

Federnde Bauteile qus ein<?r $tqhHeqierunfl und
Herstellungsverfahren
Die Erfindung betrifft ein aus einer Stahllegierung hergestelltes Bauteil sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Ein Bauteil im Sinne der vorliegenden Erfindung kann ein Halbzeug sein, Von Interesse sind vielfach aus Stahl bestehende elastisch verformbare Bauelemente, die als Federn eingesetzt werden. Federn aus Stahl können dabei unterschiedliche Aufgaben übernehmen, z.B. Speichern mechanischer Energie. Federn können auch als
Gelenke eingesetzt werden. Dabei ist vorteilhaft, dass keine Reibung und Verschleiß bei einer Winkelbewegung auftritt.
Federn werden aus unterschiedlichen Werkstoffen und in unterschiedlichsten Bauformen hergestellt. Bekannt sind Federn aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt von > 0,6Gew.-%, die beispielsweise patentiert werden und dadurch eine sehr hohe Festigkeit von mehr als 2000 MPa erhalten können. Mit Patentieren ist eine Wärmebehandlung gemeint, um ein für ein Kaltumformen geeignetes Gefüge zu erhalten. Beim Patentieren handelt es sich um eine isotherme Wärmebehandlung bei der der Werkstoff nach erfolgter Austenitisierung auf eine vorgegebene Temperatur oberhalb der Martensitstarttemperatur abgekühlt wird und ein sogenanntes sorbitisches Gefüge entsteht. Das Patentieren ist auf kleine Querschnitte begrenzt und wird daher auf Bänder oder Drähte angewendet.
Bekannt ist das Kaltwalzen und/oder Kaltziehen von niedriglegierten Stählen für die Herstellung von Federn, wobei hier die Festigkeit a llgemein auf unter 1 500 MPa {selten bis 1 800 MPa) begrenzt ist. Bekannt sind außerdem vergütete Federstä hle mit Festigkeiten von 1 900 - 2200 MPa . Den genannten Verfahren zur Herstellung von Stä hlen, die als Feder eingesetzt werden können, ist gemeinsam, dass daraus gefertigte elastische Bauelemente nicht mit üblichen Verfahren, z.B. Schweißen» stoffschlüssig gefügt werden können . Regelmäßig ist es allerdings vorteilhaft, wenn eine schweißtechnische Verbindu ng realisiert werden kan n, da dan n leichtere und technisch einfache Lösungen möglich sind. Eine stoffschlüssige schweißtechnische Verbindu ng ist daher allgemein besonders kostengünstig u nd zwar gerade auch im Vergleich zu einer formschlüssigen Verbindung, also z.B. im Vergleich mit Verschraubungen oder Klemmungen,
Aus der Druckschrift WO 201 5/ 1 44661 A2 sind aus niedriglegierten Stählen bestehende Bleche, Rohre oder Drähte mit einer Festigkeit von zum Beispiel mehr als 900 MPa bei einer Bruchdeh nung von mehr als 1 5% bekannt. Niedrigere Festig keiten bei höherer Bruchdehnung sind ebenfalls möglich .
Es ist Aufga be der Erfindung, ein aus einer Sta hllegierung bestehendes Bauelement mit hoher Festigkeit und abgesenktem Elastizitätsmodul bereitzustellen, welches schweißtechnisch mit anderen Bauteilen verbunden werden kann . Bei vorteilhaften Ausgestaltungen soll eine lokale Verfestigu ng in besonders beanspruchten Bereichen ermöglicht werden .
Die Aufga be wurde gelöst durch ein Bauteil nach Anspruch 1 sowie durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Nebenanspruchs . Bevorzugte Ausführungsformen sind in den abhängigen Ansprüchen a ngegeben , Das Bauteil mit den Merkmalen des Hauptanspruchs weist einerseits eine hohe Festigkeit und andererseits ein abgesenktes Elastizitätsmodul derart auf, dass es besonders gut für einen Einsatz als federndes Bauteil geeignet ist, weiches außerdem durch Schweißen mit einem anderen Bauteil verbunden werden kann.
Der Kohlenstoffgehalt der Legierung, aus dem das Bauteil besteht, ist auf unter Gew. -0,3 % (vorzugsweise unter 0,2 Gew.-%) begrenzt, um ein Verbinden durch Schweißen zu ermöglichen.
Die Summe der Legierungselemente außer Eisen wird vorzugsweise auf unter 4%, besonders vorteilhaft auf unter 3%, begrenzt, wobei insbesondere Legierungselemente wie Cr, Ni, Mo, V möglichst verzichtet wird .
Versuche haben gezeigt, dass ein anspruchsgemäßer, Cu-Iegierter und kalt umgeformter Stahl durch eine anschließende Auslagerung eine Festigkeit von mehr als 1900 MPa erreichen kann . Das zentrale Legierungselement Kupfer ermöglicht einerseits eine erhöhte Kaltverfestigung durch höhere erreichbare Umformgrade und zusätzlich eine weitere Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung.
Zur Lösung der Aufgabe wird von einem niedrig legierten Stahl ausgegangen, der also einen hohen Anteil von Eisen umfasst. Kein Legierungselement des niedrig legierten Stahls überschreitet einen mittleren Gehalt von 5 Massenprozent. Der Anteil an Eisen beträgt in der Sfahllegierung insbesondere mehr als 90 Gew.- , vorzugsweise mehr als 96 Gew.-%. Die Legierung umfasst Kupfer als Legierungselement. Durch Kaitumformung wird aus dem niedrig legierten Stahl im martensitischen Zustand ein Bauteil geformt. Das Bauteil ist insbesondere ein Halbzeug. Im Anschluss daran wird das Bauteil einer Glühbehandlung unterhalb der
Rekristallisa tionstemperatur unterzogen. Die dabei angewendete Temperatur liegt insbesondere deutlich unterhalb der Rekristallisationstemperatur, was zu einer technisch einfachen
Herstellung beiträgt. Insbesondere liegt die Temperatur 100 °C unterhalb der Kristallisationstemperatur.
Die Erfindung macht sich den festigkeitssteigernden Effekt durch die Ausscheidungshärtung mit Kupfer ausgehend von einem martensitischen Grundgefüge zunutze. Die Erfindung nutzt die Ausscheidungshärtung, um gleichzeitig die Festigkeit und Duktilität der Legierung und des daraus gefertigten Halbzeugs zu steigern. Die Erfindung ermöglicht eine fertigungssichere Prozessfoige bestehend aus Kaltverformung und Glühen unterhalb der Rekristallisa tionstemperatur insbesondere für die Herstellung von Halbzeugen und Bauteilen, die im Festigkeitsbereich von mehr als 1400 MPa, bevorzugt von mehr als 1600 MPa, besonders bevorzugt von mehr als 1800 MPa, liegt. Ein Haubenglühen bzw. ein anderes Glühverfahren mit geringen Temperaturgradienten genügt für die Ausscheidungshärtung . Die Legierung, aus der das Bauteil besteht, enthält zwingend Eisen und Kupfer und ferner ein oder mehrere der darüber hinaus nachfolgend gennannten Bestandteile. Im Folgenden beziehen sich alle Prozentangaben auf Gew.-% der Gesamtlegierung, falls nicht anders angegeben.
Eisen: Hauptbestandteil der Legierung ist Eisen mit einem Anteil von vorzugsweise mindestens 96 Gew.-%. Ein hoher Eisengehalt sichert niedrige Kosten bezogen auf die Zusammensetzung der Legierung und bei der Verarbeitung über die gesamte Prozesskette. Höhere Legierungsanteile bzw. geringere Eisengehalte führen in den klassischen Stahlwerken, in denen Massenstählen kosteneffizient produziert werden, zu langen Zeiten für die Legierungsbehandlung in der Pfanne, so dass ein technisch einfacher Fertigungsablauf behindert wird. Kupfer: 0,5 - 2,0 Gew.-%, bevorzugt 0,8 bis 1,6 Gew.- %, besonders bevorzugt 1,0 bis 1,5 Gew.-%. Kupfer verbessert die Einhärtbarkeit und senkt die Randhärte beim Abschrecken des Stahls von der Austenitisierungstemperatur. Die Kaitumformbarkeit des
Martensits wird deutlich verbessert und der Verfestigungskomponent sinkt. Bei der Wärmebehandlung im Temperaturbereich von 250 °C bis 600 °C verlässt das Kupfer den Martensit und bildet feine Ausscheidungen. Die Ausscheidungen liefern einen Beitrag von ca. 200 MPa pro % ausgeschiedenes Kupfer zur Festigkeit und können damit die Entfestigung des Martensits durch Anlasseffekte überkompensieren. Das durch eine vorgeschaltete Kaltverfestigung verspannte Gitter des Martensits wird durch das Herausdiffundieren der Cu-Atome entspannt, so dass die Duktilität überproportional gegenüber einer reinen Anlassbehandlung steigt. Unterhalb 0,4 Gew.-% Kupfer ist der Effekt des Kupfers vergleichsweise gering. Oberhalb von 1,5 Gew.-% wird aus Kostengründen der Einsatz begrenzt.
Kohlenstoff ist mit mehr als 0,12 Gew.-% und mit weniger als 0,3 Gew.-% vorhanden, bevorzugt weniger als 0,25%. Im Zusammenspiel mit dem Element Cu wird damit noch eine gute Umformbarkeit im martensitischen Zustand ermöglicht und eine sehr gute Schweißbarkeit sichergestellt..
Cr-Si-Mn-Ni: Durch eine Variation der Gehalte an Cr, Si, Mn und Ni werden die Grundfestigkeit des Stahls und das Verfestig ungs verhalten beeinflusst. Die Summe aus Cr+Mn+Si+Ni liegt erfindungsgemäß vorzugsweise im Bereich von 0,5 - 2,5 Gew.-%.
Insbesondere sind die Gehalte an Silizium und Mangan wie folgt, wobei die Gesamtmenge an Cr+Mn+Si+Ni wie vorstehend definiert ist:
Silizium: 0 - 2 Gew.-%, bevorzugt 0,8 - 1,2 Gew.-%. Ein entsprechender Si-Gehalt hat einen günstigen Einfluss auf die Duktilität und Verfestigung bei der Kaltumformung und verbessert die Zunderbeständigkeit und hat demzufolge auch einen positiven Einfluss auf die Verminderung der Gefahr der Rotbrüchigkeit.
Mangan: 0,3 - 2 Gew.- . bevorzugt 0,3 - 0,6 Gew.-%. Ein vergleichsweise niedriger Mn-Gehalt beeinflusst das Seigerungs verhalten im Strangguss günstig und verbessert die Umform barkeit. Ein höherer Mangangehalt von 0,6 bis 2% führt zu einer höheren Grundfestigkeit, Stickstoff: bevorzugt 0,001 bis 0,015 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,003 - 0,008 Gew.-%. Stickstoff ist regelmäßig ein übliches Begleiteiement.
Bor: bevorzugt 0,001 bis 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,001 - 0,005 Gew.-%. Bor ist als gelöstes Element im Austenit grenzflächenaktiv. Es verbessert bei üblichen niedriglegierten Legierungen die Härtbarkeit durch Verzögerung der Ferritkeimbildung an den Austenitkorngrenzen. Hier vermindert die Bor-Zugabe die Rotbruchgefahr.
Aluminium: bevorzugt 0 bis 0.04 Gew.- . Aluminium ist ein übliches Legierungselement zur Desoxidation, das insbesondere bei niedrigen Mangan- und Siliziumgehalten zugegeben wird Ti-Nb-V-Mo-W: Diese Refraktärmetalle bilden Carbide und Nitride, die als feine Ausscheidungen die Festigkeit erhöhen können. Eine gleichzeitige Festigkeitssteigerung durch Ausscheidung von Refraktär-Carbonitriden zusätzlich zur Aushärtung mit Cu ist möglich. Die Summe aus den genannten Elementen sollte zunächst allein aus Kostengründen bei unter 0,3 Gew.-% liegen. Darüber hinaus ist die Wirksamkeit der Refraktärmetalle an verfügbaren Kohlenstoff und/oder Stickstoff gebunden. Titan: bevorzugt 0 bis 0,04 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,02 - 0,05 Gew.-%. Titan bindet den hier unerwünschten Stickstoff im Verhältnis von 3.2»Stic kstoff -Gehalt in Gew.-% bei hohen Temperaturen > 1000 °C ab und verhindert die Bildung von hier unerwünschten Bor- Nitriden Oberhalb dieses Gehaltes steht Ti für eine Ausscheidungshärtung zusammen mit C bei niedrigen Temperaturen im Bereich 300 - 600 °C zur Verfügung. Titancarbide können parallel zu den Kupferausscheidungen zu einer weiteren Ausscheidungshärtung beitragen. Nachteilig verbunden mit höheren Ti-Gehalten ist die Abbindung des gelösten Bors in Form von Titanboriden, die sich bereits bei hohen Temperaturen bilden.
Die erfindungsgemäße Legierung kann geringe Mengen von weiteren Elementen beispielsweise in Form der üblichen Begleitelemente als Verunreinigungen enthalten. Diese Verunreinigungen sind meistens unvermeidbare Beimischungen wie z.B. Schwefel und Phosphor, Zinn, Antimon. Die Menge der Verunreinigungen ist abhängig von den Hersteilrouten im Stahlwerk und sollte in der Summe üblicherweise unter 0,03 Gew.-% liegen.
Besonders bevorzugt besteht die Legierung aus (in Gew.-% bezogen auf die Gesamtlegierung, wobei die Summe aller Bestandteile 100 Gew.-% ergibt) Eisen > 96
Kohlenstoff 0,12 - 0,3
Kupfer 0,5 - 2
Nickel 0 - 0,5
Mangan 0,3 - 2
- Chrom 0 - 2
Silizium 0 - 2
Stickstoff 0 - 0,015
Titan 0 - 0,04
Bor 0,001 - 0,01 sowie üblichen unvermeidbaren Verunreinigungen. „Besteht" meint eine abschließende Aufzählung. Bei der Herstellung von Halbzeugen und Bauteilen aus dieser Legierung wird eine Kombination aus Kaltumformung und Glühbehandlung unterhalb der Rekristallisationstemperatur angewendet. Der Einsatz kaltumgeformten Materials ist vorteilhaft mit engen Toleranzen und guten, zunderfreien Oberflächen verknüpft.
Das erfindungsgemäße Bauteil ist bevorzugt eine Feder. Das Bauteil kann eine Schraubenfeder, eine Blattfeder, eine Spiralfeder, eine Torsionsfeder, eine Schenkelfeder, eine Elliptikfeder, eine Wellenfeder oder ein Federgelenk sein.
Das erfindungsgemäße Bauteil kann ein Halbzeug sein, aus dem andere Bauteile hergestellt werden. Erfindungsgemäße andere Bauteile können aus Halbzeugen wie Flachmaterial, Draht und Kombinationen daraus hergestellt werden. Die notwendige Kaltverformung erfolgt entweder bereits bei der Herstellung der Halbzeuge, z.B. Kaltband, kaltverformtes, z.B. gezogener Draht aus der Legierung, oder erst bei der finalen Verformung von weichem Halbzeug. Besonders vorteilhaft ist die Technologie für Bauteile mit variablen Wanddicken geeignet, z.B. sogenanntes TRB „Tailor Rolled Blank", da Festigkeitsunterschiede durch unterschiedliche Umformgrade partiell ausgeglichen werden können. Die Wanddicken, Biechdicken oder Querschnitte der Bauteile können innerhalb des Bauteils z.B. um bis 60 % bezogen auf die anfängliche Dicke bzw. anfängliche Stärke variiert, so zum Beispiel verringert werden. Bevorzugt wird um wenigstens 30% variiert bzw. verringert.
Insgesamt ist eine Kaltverformung in Form einer Querschnittsabnahme von mindestens 10% bis hin zu 80 % möglich bezogen auf den anfänglichen Querschnitt. Bevorzugt erfolgt die Kaltverformung von Halbzeugen aus der erfindungsgemäßen Legierung durch übliche Kaltformverfahren. Beispielhaft genannt seien beispielsweise Kaltziehen, Kaltwalzen von Band und/oder Profilen, Kalibrierungswalzen, Kaltstauchen, Gewindewalzen, Tiefziehen, Näpfen, Drückwalzen, Rundkneten. Das Kaltumformen erfolgt erfindungsgemäß bevorzugt bei Temperaturen unterhalb 400 °C, besonders bevorzugt bei Raumtemperatur. Die durch das Kaltumformen erzielte Abmessungsänderung beträgt bevorzugt mindestens 10 % bezogen auf die Ausgangsdimension.
Die anschließende Glühbehandlung bzw. Ausscheidungshärtung zur Steigerung der Duktilitat und Festigkeit erfolgt erfindungsgemäß bei Temperaturen von vorzugsweise zwischen 250 und 600 °C, bevorzugt 250 bis 450 °C bei einer Gesamtdauer von vorzugsweise 30 Minuten bis 48 h, so dass weder ein unerwünschter Verzug noch eine Verzunderung von Oberflächen auftritt. Die Dauer der Glühbehandlung ist in weiten Bereichen variabel, da beispielsweise große Massen in Form von Coils mit mehreren Tonnen Gewicht eine hohe thermische Trägheit aufweisen. Für derartige Massen ergibt sich durch die gegenüber dem üblichen Spannungsarmglühen abgesenkte Maximaltemperatur eine Verkürzung der Prozesszeit um mehrere Stunden. Die exzellente Oberflächenqualität der erfindungsgemäßen Bauteile sichert ebenfalls gute Ermüdungseigenschaften bei zyklischer Beanspruchung.
Zudem ist mit den niedrigen Glühtemperaturen ein deutlich abgesenkter Energieverbrauch gegenüber dem im Stand der Technik erforderlichen Rekristallisationsglühen oder Vergüten erforderlich, die eine Erwärmung auf 600 °C bis 950 °C erfordern. Die erfindungsgemäße Legierung wird auf übliche Weise hergestellt, z.B. über die Hochofenroute, Direktreduktionsstahlwerke und Elektrostahlwerke. Die Legierungszusammensetzung wird in der üblichen Pfannenmetallurgie hergestellt, wobei die chemische Zusammensetzung mittels geeigneter Verfahren, z.B. Optische Emissionsspektroskopie (OES) geprüft wird .
Der Abguss erfolgt für die hier relevante Massenproduktion üblicherweise im Strangguss.
Das Auswalzen von Band und Stabmaterial erfolgt z. B. in üblichen Warmwalzstraßen, z.B. Warm breit bandstraßen, Stabstahlstrassen und Drahtstrassen. Besonders vorteilhaft erfolgt die Erzeugung in integrierten Gieß- Walzanlagen, da hier durch günstige Energiebilanz Kostenvorteile entstehen. Darüber hinaus hat der direkte Einsatz des Stahls aus der Gießhitze ohne separate Zwischenerwärmung weniger Risiken in Bezug auf eine potenzielle Rotbruchgefahr. Vorteilhaft kann die beschleunigte Abkühlung aus der Walzhitze sein, so dass ein martensitisches Gefüge entsteht und eine anschließende Einstellung dieses Gefüges durch eine separate Wärmebehandlung entfallen kann.
Anschließend wird die Legierung erfindungsgemäß durch Kaltumformen und Ausscheidungshärtung mit Kupfer behandelt, um so eine Festigkeit von mehr als 1400 MPa, vorzugsweise von mehr als 1600 MPa, besonders bevorzugt von mehr als 1800 MPa, zu erhalten.
Der Elastizitätsmodul des so hergestellten Bauteils liegt durch die Kaltverformung regelmäßig unter 200 GPa. Handelt es sich bei dem Bauteil um ein Halbzeug, so ist dieses grundsätzlich sehr gut derart elastisch verformbar, dass aus diesem eine Feder hergestellt werden kann. Da die Energiespeicherfähigkeit einer Feder durch den Quotienten aus Streckgrenze und Elastizitätsmodul gekennzeichnet werden kann, ist der beschriebene Fertigungsweg vorteilhaft für die Herstellung von Federelementen.
Die Kaltverformung erfolgt in einer vorteilhaften Ausgestaltung beim so hergestellten Bauteil lokal, so dass kleinere und gleichzeitig höherfeste Querschnitte entstehen, die beispielsweise für Federgelenke vorteilhaft ausgenutzt werden können. Die lokale Querschnittsabnahme führt neben der lokalen Festigkeitsfeigerung auch zur lokalen Abnahme des E-Moduls, so dass besonders flexible, elastische Federgelenke gefertigt werden können, die an den verdickten Enden schweißtechnisch mit anderen Bauteilen verbunden werden können.
Das Bauteil ist insbesondere mit einem anderen Bauteil verschweißt. Beispielsweise wurde durch Lichtbogenschweißen die Schweißverbindung hergestellt.
Schlüssel für die Lösung der Aufgabe ist also insbesondere die Verwendung einer speziellen Stahllegierung in Verbindung mit einer Prozesskette zur Herstellung des Bauelements. Versuche haben gezeigt, dass ein Cu-Iegierter und kalt umgeformter Stahl durch eine anschließende Auslagerung eine Festigkeit von mehr als 1900 MPa erreichen kann. Das zentrale Legierungselement Kupfer ermöglicht einerseits eine erhöhte Kaltverfestigung durch höhere erreichbare Umformgrade und zusätzlich eine weitere Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung.
Hergestellte Zusammensetzungen für den erfindungsgemäßen Werkstoff zeigt Figur 1 ,
Figur 2 zeigt die Streckgrenze Rp02, Zugfestigkeit Rm, Bruchdehnung A5 und Brucheinschnürung/Duktilität Z für die beiden Legierungen in unterschiedlichen Zuständen. Warmgewalzt entsteht nach langsamer Abkühlung ein nornnalisiertes Gefüge mit geringer Festigkeit. Eine beschleunigte Abkühlung beispielsweise in Wasser führt zu einem Härtegefüge, das in großen Teilen aus Martensit besteht. Das Legierungselement Cu bewirkt eine abgesenkte Härte des Martensits und eine Absenkung der Verfestigungskoeffizienten für Kaltumformung. Dadurch ist das Material trotz des Härtegefüges ohne weitere Zwischenwärmebehandlung direkt kalt verformbar, z.B. durch Walzen oder Ziehen. Die Kaltverformung kann zu einer erheblichen Kaltverfestigung führen mit der hier gezeigten Streckgrenze oberhalb von 1900 MPa bei allerdings gleichzeitiger Abnahme der Duktilität Z. Über unterschiedlich starke Umformgrade kann der Festigkeitsanstieg eingestellt werden. Eine anschließende Wärmebehandlung bei 300 °C zeigt eine weitere Steigerung der Streckgrenze und gleichzeitig eine Steigerung der Duktilität Z.
Es wurde festgestellt, dass der Quotient aus Festigkeit und
Elastizitätsmodul besonders günstig ist, um einen Einsatz als Feder zu ermöglichen.
Die Figur 3 verdeutlicht in einer Schnittdarstellung eine vorteilhafte Ausführungsform eines flächigen Bauteils mit einer lokalen Querschnittsabnahme vorhanden und im Bereich der lokalen Querschnittsabnahme 2, bei der das Bauteil eine höhere Festigkeit im Vergleich zur Festigkeit der angrenzenden Bereiche 1 aufweist. Um dies zu erreichen, wurde der Bereich 2 lokal, umgeformt, so die Materialstärke im Bereich 1 reduziert und kaltverfestigt. Im Vergleich dazu wurde in den angrenzenden Bereichen 1 entweder nicht oder in geringerem Umfang umgeformt und kaltverfestigt. Bei einer solchen Ausführungsform wird also eine lokale Verfestigung erzielt, die für besonders beanspruchte Bereiche geeignet ist. Ein derartiges Bauteil eignet sich beispielsweise besonders gut für einen Einsatz als Federgelenk. Der Bereich 2 wirkt dann bei einem solchen Bauteil als Gelenk.

Claims

Bauteil aus einer Stahllegierung mit einer Festigkeit von mehr als 1400 MPa, vorzugsweise von mehr als oberhalb 1800 MPa, das über einen Schweißprozess mit anderen Metallen/Stahl verbunden werden kann, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahllegierung in Gewichtsprozenten
- Kohlenstoff 0,12 - 0,3
- Kupfer 0,5 - 2
- Nickel 0 - 0,5
- Mangan 0,3 - 2
- Chrom 0- 2
- Silizium 0 - 2
- Stickstoff 0 - 0,015
- Titan 0 - 0,04
- Bor 0,001 - 0,01
- Eisen und übliche Verunreinigungen umfasst oder daraus besteht, wobei die Summe der Legierungselemente weniger als 5%, vorzugsweise weniger als 4% beträgt.
Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil eine elastisch verformbare Feder und zwar beispielsweise eine Schraubenfeder, eine Blattfeder, eine Spiralfeder, eine Torsionsfeder, eine Schenkelfeder, eine Elliptikfeder, eine Wellenfeder oder ein Federgelenk ist. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurc h gekennzeichnet, dass das Bauteil m it einem a nderen Bauteil über eine Schweißverbindung verbunden ist.
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurc h gekennzeichnet, dass eine lokale Quersch nittsa bnahme vorha nden und im Bereich der lokalen Querschnittsa bnahme ( 2) eine höhere Festig keit im Vergleich zur Festig keit d er a ngrenzenden Bereiche ( 1 ) vorhanden ist.
Bauteil nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeich net, dass der Bereich (2) der lokalen Querschnitts ab nähme das Gelenk eines Federgelen ks ist.
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeic hnet, dass das Bauteil nicht die Legierungselemente Cr, Ni, Mo sowie V umfasst.
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurc h geke nnzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt der Legierung weniger als 0, 2 Gew.-% beträgt.
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Silizium in dem Stahl 0,8 bis 1 ,2 Gew.-% beträgt .
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobe i der Anteil a n Manga n in dem Stahl 0,3 bis 0,6 Gew.-% beträgt.
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der A nteil an Chrom in dem niedrig legierten Stahl 0 bis 0.8 Gew.- %, bevorzugt 0 bis 0,3 Gew.-% beträgt.
Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Bor 0,001 bis 0,005 in dem Stahl Gew.-% beträgt.
12. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Titan in dem niedrig legierten Stahl 0,02 bis 0,05 Gew.-% beträgt und der Titangehalt vorzugsweise der 3.2- fachen Menge in Gew.-% Stickstoff entspricht.
13. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Refraktärmetallen Ti, Nb, V, Mo, W in dem niedrig legierten Stahl höchstens 0,3 Gew.-% beträgt.
14. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Elastizitätsmodul unter 200 GPa liegt.
15. Verfahren für ein Verbinden eines Bauteils nach einem der vorhergehenden Ansprüche mit einem weiteren Bauteil, wobei das Verbinden durch ein Lichtbogenschweißverfahren erfolgt
Ιό. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, wobei das Bauteil aus einer Stahl!egierung mit einer Festigkeit von mehr als 1400
MPa, vorzugsweise von mehr als 1800 MPa, besteht, wobei die Stahllegierung in Gewichtsprozenten
Kohlenstoff 0,12 - 0,3
- Kupfer 0,5 - 2
Nickel 0 - 0,5
Mangan 0,3 - 2
Chrom 0 - 2
Silizium 0 - 2
- Stickstoff 0 - 0.015
Titan 0 - 0,04
Bor 0,001 - 0,01
Eisen und übliche Verunreinigungen umfasst oder daraus besteht, wobei die Summe der Legierungselemente weniger als 5%, vorzugsweise weniger als 4% beträgt, wobei das Ba uteil zur Herstellung die folgenden Schritte umfasst:
Abschrecken aus dem Austenitgebiet so dass ein weitgehend martensitisches Gefüge e ntsteht
plastisches Kaltumformen der Stahllegierung bei Tem peraturen unterhalb 400 °C, bevorzugt Raumtemperatur, u m mindestens 1 0 %
Abmessungsänderung bezogen auf den Ausgangswert, Wärmebeha ndlung durch Ausscheid ungshärtung .
Verfahren zur Herstellung eines Bauteils nach dem vorhergehenden Anspruch, wobei die Wärmebeha ndlung Glühen bei 250 bis 600 °C, bevorzugt bei 250 bis 400 °C sowie unterhalb der Rekristallisationstemperatur des Stahls bei einer
Gesamtdauer von 30 Minuten bis 48 h umfasst.
1 8, Verfa hren nach einem der beiden vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeich net, dass lokal um geform t und kaltverfestigt wird .
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