WO2017167778A1 - Stahl mit reduzierter dichte und verfahren zur herstellung eines stahlflach- oder -langprodukts aus einem solchen stahl - Google Patents

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Hans-Günter KRULL
Frank van Soest
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Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the invention relates to a steel with a reduced due to its high Al content density and a method for producing a flat or
  • references to alloying rules or compositions of materials refer to "%", which always refers to weight. If, on the other hand, information is given on the proportions of certain microstructural constituents, these always refer to the respective volume considered.
  • long products of steel or “long products” refer to products obtained by forming a precursor whose length is significantly greater than their width and thickness, but which are usually of comparable width and thickness.
  • Typical examples of long products are bars, bars, profiles and the like.
  • aluminum is one of the elements that has a ferrite-stabilizing effect and can even completely suppress the austenite-ferrite transformation.
  • the known density-reduced steel materials can be roughly classified into four groups:
  • Group 1 steels with aluminum contents of up to 25% by weight
  • Such composite steels have a convertible structure and are used for the production of components produced by hot forming, such as connecting rods or roller bearings used (R. L. Bülte, thesis: Examination of high-aluminum carbon steels for their suitability as a rolling bearing material, Aachen, 2008).
  • the principle underlying this group of materials has been known for a long time.
  • Al content levels of 4.0-25.0% by weight, combined with contents of C of 0.20-2.0% by weight, Mn of 8.0-40.0% by weight, are used as ideal content ranges.
  • Group 2 steels with aluminum contents of up to 12% by weight and
  • Steels of this type are used as sheet metal in body, container and pipeline construction (DE 102 31 125 A1, DE 103 59 786 A1, DE 196 34 524 A1, EP 2 767 601 A1).
  • Group 3 Ferritic steels with aluminum contents of up to 23% by weight and chromium contents of up to 35% by weight, in order to form a topcoat
  • Group 4 Stainless austenitic and multiphase steels containing up to 10% by weight of aluminum, up to 30% by weight of manganese and up to 18% by weight of chromium. Manganese serves here as austenite stabilizer against the ferrite-stabilizing elements Al and Cr (DE 10 2005 024 029 B3,
  • the object of the invention was to provide a density-reduced iron-based material whose mechanical properties make it suitable for a wide range of applications Make the range of applications particularly suitable in the automotive industry.
  • the invention has achieved the object mentioned above in that in the processing of steels of the invention to flat or long products specified in claim 9
  • the required strength of more than 500 MPa is formed in addition to the known mixed crystal strengthening elements chromium, molybdenum, silicon and manganese via precipitation phases. These phases are predominantly excreted intracrystalline.
  • Strength-enhancing intermetallic phases such as the Laves phase, consist essentially of iron, titanium and, optionally, molybdenum, ⁇ ( ⁇ , ⁇ , ⁇ ), ⁇ 2 ⁇ , Ni 3 Ti and Cu. But also fine carbides, fine nitrides and fine
  • Carbonitrides contribute to the strength level.
  • the carbon and nitrogen contents instead limited to the lowest possible values so that at most isolated carbides or carbonitrides formed during solidification.
  • the C content of the steel according to the invention is a
  • the N content is limited to not more than 0.020% by weight, in particular not more than 0.005% by weight.
  • the Al content of steels according to the invention is 6 to 25% by weight, in particular at least 10% by weight.
  • Nahaku system FeAl
  • manganese silicon, chromium, molybdenum, vanadium, tungsten, nickel, niobium or titanium.
  • Al contents of more than 12% by weight
  • the invention provides that the contents of Cr, Mo, Mn, Si, V, W, Ni, Nb, Ti satisfy the following conditions:
  • Si in particular up to 1, 5 wt .-% Si, are present. This results in a particularly reliable effect of the presence of Si, when the Si content is at least 0.20 wt .-%.
  • Sulfur can be used to improve the steel of the invention
  • the S content of a steel according to the invention can be set to at least 0.01% by weight.
  • the strength of the material can be adjusted.
  • this effect of Ti can be achieved particularly reliably that at least 0.60 wt .-% Ti in
  • Optimum effects of Ti result when the Ti content is at least 0.90 wt% or at most 2.0 wt%.
  • Chromium in amounts of up to 6.0 wt .-% contributes to the avoidance of
  • the Cr content can be set to at least 0.30% by weight.
  • Mo in amounts of up to 3.0% by weight helps to avoid the superstructure D03, contributes to solid solution strengthening and promotes the formation of
  • the mo- Be set to at least 0.1 wt .-%, with optimum effects of the presence of Mo in the steel according to the invention occur when its Mo content is at least 0.25 wt .-% or at most 2.8 wt .-%.
  • V is present in amounts of up to 1.0% by weight in the steel according to the invention, superstructure D03 can likewise be avoided.
  • the V content can be set to at least 0.10 wt%, with optimum effects of the presence of V im
  • Steel according to the invention occur when its V content is at least 0.20 or at most 0.50 wt .-%.
  • Tungsten in amounts of up to 1.0% by weight also has a positive effect on the avoidance of superstructure D03.
  • the W content can be set to at least 0.20% by weight. Optimal effects result when at least 0.40 wt .-% or at most, 0 wt .-% W im
  • Copper in amounts of up to 4 wt .-% causes in the steel of the invention that the strength is increased over copper precipitates. This effect can be safely used, that the Cu content is at least 0.5% by weight, with contents of at most 3.50 wt .-% have been found to be particularly positive. In order to ensure hot workability, approximately the same amount of nickel should be added to the material.
  • Steel of the invention are limited to at most 0.0030 wt .-%.
  • Nb is present in amounts of up to 1.5% by weight in the steel according to the invention, Nb also contributes to avoiding the superstructure D03 and strength-increasing precipitation phases are formed.
  • the Nb content can be set to at least 0.05% by weight, with optimum effects of the presence of Nb in the steel of the present invention if its Nb content is at least 0.10% by weight or more 0.30 wt .-% is.
  • the matrix of the steel according to the invention is largely, i. at least 85% by volume of ferrite, with higher ferrite contents of at least 90% by volume being particularly favorable.
  • austenite content is greater than 10% by volume, this has a negative effect on the precipitation behavior of the intermetallic phases.
  • Structural constituents are contents of intermetallic phases as well as fractions of carbide, nitride, bainite or perlite. However, the proportions of these remaining constituents in the microstructure of the steel according to the invention are so low that they have at best negligible effects on its properties
  • the Mn content of a steel according to the invention is at most 3.5% by weight and the Ni content is at most 4.0% by weight.
  • Mn and Ni are at most 5 wt .-% is. It proves to be particularly advantageous if the Mn content to at most 1, 0 wt .-% or the Ni content to at most 1, 5 times the optional existing
  • Steel according to the invention can be particularly used in that the Mn content of the steel is at least 0.20 wt .-%.
  • Manganese content% Mn to the sulfur content% S is set to more than 2.0.
  • the method according to the invention for producing a flat or long steel product comprises at least the following steps: a) providing a precursor consisting of a steel formed according to one of the preceding claims, such as a slab, a thin slab, a billet or a cast strip, b) heating the precursor product to a 700 - 1280 ° C amounts
  • Hot working temperature c) hot working the primary product heated to the hot working temperature to the steel flat or long product.
  • the hot forming in the temperature range of 700 - 1280 ° C a complete solution of any existing precipitates, adequate Forming forces, sufficient Rekristallistaionskinetik and minimal grain growth achieved.
  • the hot forming temperature is 850 to 1050 ° C.
  • a particularly fine-grained microstructure, grain size according to ASTM E 112 4 and finer, is achieved.
  • the flat product or long product obtained according to the invention can undergo different heat treatments in order to adjust its mechanical properties.
  • Heat treatment may consist in that the steel flat or long product obtained after hot forming, following hot forming, is cooled at a rate of max. 3.0 K / min, in particular 1, 5 K min is cooled slowly, from a procedural point of view, the
  • Cooling rate should not be less than 1, 0 K / min.
  • the final strength of the steel is achieved directly by precipitation of the precipitation phases, such as Laves, Heussler, copper, Ni3Ti and / or Ni3AI phases.
  • This procedure is particularly advantageous if the Ti content of the steel according to the invention is more than 0.60% by weight.
  • Tensile strength of the resulting flat or long product is typically in the range of 700-1150 MPa.
  • the flat or long product thermoformed from the steel according to the invention first to a solution annealing at more than 700 ° C., in particular 700-1250 ° C. or 700-1000 ° C., and then at a cooling rate of at least 25 K. / min to suppress the formation of excreta.
  • a solution annealing at more than 700 ° C., in particular 700-1250 ° C. or 700-1000 ° C.
  • a cooling rate of at least 25 K. / min to suppress the formation of excreta.
  • the product obtained can be stored at temperatures of 150-700 ° C over a period of 15 minutes to 30 hours to positively influence the state of precipitation of its microstructure.
  • Example 1 The invention of embodiments will be explained in more detail.
  • Example 1 The invention of embodiments will be explained in more detail.
  • a steel S1 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block. This precursor has been heated to a hot forming temperature of 1050 ° C and formed at this temperature by pressing to a semi-finished product (long product).
  • the product thus obtained was solution annealed at a solution annealing temperature of 1050 ° C over a period of 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 800 MPa and could with this comparatively low strength in a simple manner
  • the density of the steel S1 used in Example 1 was 6.9 kg / dm 3 .
  • a steel S2 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block.
  • the precursor in question has been formed by pressing at a hot working temperature of 1050 ° C.
  • the product thus obtained was solution annealed at a solution annealing temperature of 1050 ° C over a period of 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 920 MPa and could be easily machined with this comparatively low strength.
  • the product was removed after mechanical processing at 500 ° C for 4 hours. After this aging, the steel of the product had a strength of 1175 MPa. It was also evident here that the aging treatment led to at most minimal distortion of the product.
  • the density of the steel S2 used in Example 2 was 6.9 kg / dm 3 . Its structure consisted of more than 99 vol .-% of ferrite and precipitated phases.
  • a steel S3 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block.
  • the precursor in question has been converted to a block at a hot forming temperature of 1000 ° C by pressing.
  • the product thus obtained was solution annealed at a solution annealing temperature of 075 ° C over a period of 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 860 MPa and could be easily machined with this comparatively low strength.
  • the product was aged to set its final strength at 550 ° C for 1 hour. After this aging, the steel of the product had a strength of 1540 MPa. It was found that the removal treatment led to minimal distortion of the
  • the density of the steel S3 used in Example 3 was 6.7 kg / dm 3 .
  • a steel S4 with the composition given in Table 1 was melted and cast into a block. Chromium and molybdenum were added to the melt to avoid a damaging superstructure (D03) and solid solution hardening.
  • the precursor in question has been formed by pressing at a hot working temperature of 1075 ° C.
  • the product thus obtained was solution annealed at a solution annealing temperature of 1050 ° C over a period of 1 h and then quenched by immersion in water.
  • the steel After quenching, the steel had a tensile strength of 805 MPa and could be easily machined with this comparatively low strength.
  • the product was aged at 550 ° C for 1 hour. After this aging, the steel of the product had a strength of 1260 MPa. It turned out that the
  • the density of the steel S4 used in Example 4 was 6.1 kg / dm 3 .
  • His structure consisted of more than 99 vol .-% of ferrite and precipitated phase.

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Abstract

Die Erfindung stellt einen dichtereduzierten Werkstoff auf Eisenbasis zur Verfügung, dessen mechanische Eigenschaften ihn für ein breites Anwendungsspektrum insbesondere im Bereich der Automobilindustrie geeignet machen. Zu diesem Zweck weist der Stahl erfindungsgemäß eine Dichte von weniger als 7,25 kg/dm3 und besteht aus (in Gew.-%) C: bis zu 0,20 %, Si: 0,1 - 3,50 %, Mn: 0,1 - 3,50 %, N: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,40 %, P: bis 0,009 %, AI: 6,0 - 25,0 %, Ti: 0,55 - 10,0 %, Cr: bis zu 6,0 %, Mo: bis zu 3,0 %, Ni: bis 4,0 %, V: bis 1,0 %, W: bis 1,0 %, Cu: bis 4 %, B: bis 0,08 %, Nb: bis 1,5 %, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen. Dabei weist das Gefüge des Stahls mehr als 85 Vol.-% Ferrit sowie bis zu 10 Vol.-% Austenit und als Rest Gehalte an intermetallischen Phasen sowie Anteile von Karbid, Nitrid, Bainit oder Perlit auf.

Description

Stahl mit reduzierter Dichte und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflach- oder -langprodukts aus einem solchen Stahl
Die Erfindung betrifft einen Stahl mit einem in Folge seines hohen AI-Gehalts reduzierter Dichte und ein Verfahren zur Herstellung eines Flach- oder
Langprodukts aus einem solchen Stahl.
Wenn im vorliegenden Text im Zusammenhang mit Legierungsvorschriften oder Zusammensetzungen von Werkstoffen Angaben in "%" gemacht werden, beziehen diese sich immer auf das Gewicht. Werden dagegen Angaben zu den Anteilen von bestimmten Gefügebestandteilen gemacht, beziehen diese sich immer auf das jeweils betrachtete Volumen.
Mit "Stahlflachprodukt" oder "Flachprodukt" sind im vorliegenden Text
Walzprodukte bezeichnet, deren Dicke sehr viel geringer als ihre Länge und Breite ist. Insbesondere handelt es sich bei den betreffenden
Stahlflachprodukten oder Flachprodukten um Bleche, Bänder oder aus diesen Blechen oder Bändern gewonnene Platinen.
Die Begriffe "Stahllangprodukte" oder "Langprodukte" bezeichnen dagegen durch Umformen eines Vorprodukts erhaltene Produkte, deren Länge deutlich größer als ihre Breite und Dicke ist, bei denen jedoch üblicherweise die Breite und Dicke in vergleichbaren Größenordnungen liegen. Typische Beispiele für Langprodukte sind Stangen, Stäbe, Profile und desgleichen.
Bei dynamisch hoch beanspruchten Bauteilen, wie z.B. Pleueln für Verbrennungsmotoren, ist neben der Festigkeit oder Steifigkeit des jeweiligen Bauteils seine bewegte Masse von besonderer Bedeutung.
Um für solche Anwendungen kostengünstige Leichtbaulösungen zu realisieren, sind Leichtbaustähle auf Eisenbasis mit hohen AI-Gehalten vorgeschlagen worden. Diese liegen weit über den AI-Gehalten, welche bei Stählen vorhanden sind, bei denen AI im Zuge der Stahlerzeugung lediglich zur Oxidation zugegeben wird. Einen Überblick über derartige Stähle geben G. Frommeyer, E. J. Drewes and B. Engl in "Physical and mechanical properties of iron- aluminium-(Mn, Si) lightweight steels", Revue de Metallurgie, 97, pp. 1245- 1253, Oct. 2000, doi:10.1051/metal:2000110.
Neben Molybdän und Chrom gehört Aluminium zu den Elementen, die eine ferritstabilisierende Wirkung aufweisen und sogar die Austenit-Ferrit- Umwandlung gänzlich unterdrücken können.
Die bekannten dichtereduzierten Stahlwerkstoffe lassen sich grob in vier Gruppen klassieren:
Gruppe 1 : Stähle mit Aluminiumgehalten von bis 25 Gew.-%,
Kohlenstoffgehalten von bis 2,5 Gew.-% und Mangangehalten von bis zu 40 Gew.-%. Derart zusammengesetzte Stähle weisen ein umwandlungsfähiges Gefüge auf und werden zur Herstellung von durch Warmumformen erzeugten Bauteilen, wie Pleuel oder Wälzlager, eingesetzt (R. L. Bülte, Dissertation: Untersuchung von hochaluminiumhaltigen Kohlenstoffstählen auf ihre Eignung als Wälzlagerwerkstoff, Aachen, 2008). Das dieser Werkstoffgruppe zu Grunde liegende Prinzip ist bereits seit langem bekannt. Als ideale Gehaltsspannen werden dabei AI-Gehalte von 4,0 - 25,0 Gew.-%, kombiniert mit Gehalten an C von 0,20 - 2,0 Gew.-%, Mn von 8,0 - 40,0 Gew.-%, Si von bis zu 3,0 Gew.-%, N von bis 1 ,0 Gew.-% und Nb von bis zu 4,0 Gew.-% angesehen
(US 1 ,892,3 6 A, DE 12 62 613 B, DE 10 2006 030 699 A1 , DE 10 2005 027 258 A1 , DE 10 2010 012 718 A1 ).
Gruppe 2: Stähle mit Aluminiumgehalten von bis 12 Gew.-% sowie
Mangangehalten von bis 50 Gew.-%, um auch hier eine Austenit / (Ferrit, Bainit, Martensit)-Umwandlung zu gewährleisten. Stähle dieser Art finden Anwendung als Blech im Karosserie-, Behälter- und Rohleitungsbau (DE 102 31 125 A1 , DE 103 59 786 A1 , DE 196 34 524 A1 , EP 2 767 601 A1 ).
Gruppe 3: Ferritische Stähle mit Aluminiumgehalten von bis zu 23 Gew.-% und Chromgehalten von bis 35 Gew,-%, um über eine Deckschichtbildung
korrosionshemmende Eigenschaften zu erzielen. Anwendungen finden diese Stähle im Bereich des Fahrzeugbaus, der Fassadenverkleidung, bei
chemischen Apparaten, bei Verbrennungsmotoren und in Abgassystemen (DE 10 2009 031 576 A1 , DE 100 35 489 A1 , DE 10 2010 006 800 A1 ,
DE 10 2007 047 159 A1 , DE 10 2007 056 144 A1 , DE 12 08 080 B,
GB 2 186 886 B).
Gruppe 4: Nichtrostende austenitische und Mehrphasenstähle mit bis zu 10 Gew.-% Aluminium, bis zu 30 Gew.-% Mangan und bis zu 18 Gew.-% Chrom. Mangan dient hier als Austenitstabilisator gegen die ferritstabilisierend wirkenden Elemente AI und Cr (DE 10 2005 024 029 B3,
DE 10 2005 030 413 B3, DE 199 00 199 A1 ).
Die der Gruppe 1 zugeordneten Legierungskonzepte führen zwangsläufig zur Bildung einer Eisen-Aluminium-Kohlenstoffphase, die in der Fachsprache auch als "Kappa-Karbid" bezeichnet wird. Kappa-Karbide sind nur beschränkt festigkeitssteigernd, verschlechtern aber aufgrund der bevorzugten
Ausscheidung auf den Korngrenzen die Zähigkeitseigenschaften.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen dichtereduzierten Werkstoff auf Eisenbasis anzugeben, dessen mechanische Eigenschaften ihn für ein breites Anwendungsspektrum insbesondere im Bereich der Automobilindustrie geeignet machen.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich auf betriebssichere und wirtschaftliche Weise Flach- oder Langprodukte aus Stählen der hier in Rede stehenden Art erzeugen lassen.
In Bezug auf den Werkstoff hat die Erfindung diese Aufgabe durch den in Anspruch 1 angegebenen Stahl gelöst.
In Bezug auf das Verfahren hat die Erfindung die voranstehend genannte Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Verarbeitung von erfindungsgemäßen Stählen zu Flach- oder Langprodukten die in Anspruch 9 angegebenen
Arbeitsschritte angewendet werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Bei der erfindungsgemäßen Legierung wird die erforderliche Festigkeit von mehr als 500 MPa neben den bekannten mischkristallverfestigenden Elementen Chrom, Molybdän, Silizium und Mangan über Ausscheidungsphasen gebildet. Diese Phasen werden überwiegend intrakristallin ausgeschieden.
Festigkeitssteigernde intermetallische Phasen, wie die Lavesphase, bestehen im Wesentlichen aus Eisen, Titan und optional aus Molybdän, Νί(Μη,ΑΙ,ΤΊ), ΝΪ2ΜηΑΙ, Ni3Ti und Cu. Aber auch feine Karbide, feine Nitride und feine
Karbonitride liefern einen Beitrag zum Festigkeitsniveau.
Um die Absenkung der Dichte durch Legieren mit Aluminium ohne Kappa- Karbid-Ausscheidung zu realisieren, wurde beim erfindungsgemäßen
Legierungskonzept auf ein Legieren mit Kohlenstoff weitgehend verzichtet und die Umwandlungsfreiheit akzeptiert. Zum Vermeiden grober Karbide, Nitride oder Karbonitride sind beim
erfindungsgemäßen Stahl die Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte stattdessen auf möglichst niedrige Werte so begrenzt, dass höchstens vereinzelte Karbide oder Karbonitride bei der Erstarrung entstehen.
Zu diesem Zweck beträgt der C-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls
höchstens 0,2 Gew-%. Besonders sicher lässt sich die Entstehung von
unerwünschten Karbiden verhindern, wenn der C-Gehalt weniger als 0,1 Gew.- %, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-% oder höchstens 0,01 Gew.-%,
beträgt.
Ebenso ist zur Vermeidung der Entstehung von Nitriden der N-Gehalt auf höchstens 0,020 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,005 Gew.-%, beschränkt.
Der AI-Gehalt erfindungsgemäßer Stähle beträgt 6 - 25 Gew.-%, insbesondere mindestens 10 Gew.-%.
Ohne entsprechende Gegenmaßnahmen würden ab einem AI-Gehalt von mehr als 12 Gew.-% Verschlechterungen der mechanisch technologischen Eigenschaften sowie ein schlechtes Umformverhalten auftreten und zwar hervorgerufen durch eine sich im Gefüge bildende Überstruktur D03 (Fe3AI) oder Vorstufe einer
Nahordnung (System FeAl). Diesen Effekten kann durch die ausreichende Zugabe von Gehalten an Mangan, Silizium, Chrom, Molybdän, Vanadium, Wolfram, Nickel, Niob oder Titan gegengesteuert werden. Zu diesem Zweck sieht die Erfindung bei AI-Gehalte von mehr als 12 Gew.-% vor, dass die Gehalte an Cr, Mo, Mn, Si, V, W, Ni, Nb, Ti folgende Bedingung erfüllen:
(%Cr + 2*%Mo + %Mn + %Si + %V + %W + %Ni + %Nb + %Ti) > 0,05*%AI mit %Cr: Cr-Gehalt des Stahls, %Mo: Mo-Gehalt des Stahls, %Mn: Mn-Gehalt des Stahls, %Si: Si-Gehalt des Stahls, %V: V-Gehalt des Stahls, %W: W-Gehalt des Stahls, %Ni: Ni-Gehalt des Stahls, %Nb: Nb-Gehalt des Stahls, %Ti: Ti-Gehalt des Stahls und %AI: AI-Gehalt des Stahls.
Als vorteilhaft erweist es sich dabei, dass im erfindungsgemäßen Stahl
0,1 - 3,5 Gew.-% Si, insbesondere bis zu 1 ,5 Gew.-% Si, vorhanden sind. Dabei ergibt sich eine besonders sichere Wirkung der Anwesenheit von Si, wenn der Si-Gehalt mindestens 0,20 Gew.-% beträgt.
Schwefel kann dem erfindungsgemäßen Stahl zur Verbesserung seiner
Zerspanbarkeit in Gehalten von bis zu 0,40 Gew.-% zugegeben werden, wobei sich optimale Wirkungen bei Gehalten von bis zu 0,28 Gew.-% ergeben. Um den positiven Einfluss der Anwesenheit von S sicher zu nutzen, kann der S- Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf mindestens 0,01 Gew.-% gesetzt werden.
Durch die gezielte Zugabe von bis zu 0 Gew.-% Ti kann die Festigkeit des Werkstoffes eingestellt werden. Dabei lässt sich diese Wirkung von Ti dadurch besonders sicher erzielen, dass mindestens 0,60 Gew.-% Ti im
erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. Optimale Wirkungen von Ti ergeben sich, wenn der Ti-Gehalt mindestens 0,90 Gew.-% oder höchstens 2,0 Gew.-% beträgt.
Chrom in Gehalten von bis zu 6,0 Gew.-% trägt zur Vermeidung der
Überstruktur D03 und zur Mischkristallverfestigung bei. Um die günstigen
Einflüsse von Cr im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu nutzen, kann der Cr- Gehalt auf mindestens 0,30 Gew.-% gesetzt werden. Optimale Wirkungen ergeben sich dabei dann, wenn mindestens 0,50 Gew.-% oder höchstens 3,5 Gew.-% Cr im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind.
Mo in Gehalten von bis zu 3,0 Gew.-% hilft bei der Vermeidung der Überstruktur D03, trägt zur Mischkristallverfestigung bei und fördert die Bildung von
gewünschten Ausscheidungen. Um dies sicher zu erreichen, kann der Mo- Gehalt auf mindestens 0,1 Gew.-% gesetzt werden, wobei optimale Wirkungen der Anwesenheit von Mo im erfindungsgemäßen Stahl eintreten, wenn sein Mo- Gehalt mindestens 0,25 Gew.-% oder maximal 2,8 Gew.-% beträgt.
Ist V in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, kann ebenfalls die Überstruktur D03 vermieden werden. Um dies sicher zu erreichen, kann der V-Gehalt auf mindestens 0,10 Gew.-% gesetzt werden, wobei optimale Wirkungen der Anwesenheit von V im
erfindungsgemäßen Stahl eintreten, wenn sein V-Gehalt mindestens 0,20 oder maximal 0,50 Gew.-% beträgt.
Wolfram in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% wirkt sich ebenso positiv auf die Vermeidung der Überstruktur D03 aus. Um die günstigen Einflüsse von W im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu nutzen, kann der W-Gehalt auf mindestens 0,20 Gew.-% festgelegt werden. Optimale Wirkungen ergeben sich dabei dann, wenn mindestens 0,40 Gew.-% oder höchstens ,0 Gew.-% W im
erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. Soli W als Alternative zu Mo zugegeben werden, muss, um die gleiche Wirksamkeit zu erzielen, doppelt so viel Wolfram wie Molybdän zugesetzt werden.
Kupfer in Gehalten von bis zu 4 Gew.-% bewirkt im erfindungsgemäßen Stahl, dass über Kupferausscheidungen die Festigkeit gesteigert wird. Dieser Effekt kann dadurch sicher genutzt werden, dass der Cu-Gehalt mindestens 0,5 Gew.- % beträgt, wobei sich Gehalte von höchstens 3,50 Gew.-% als besonders positiv herausgestellt haben. Um die Warmumformbarkeit zu gewährleisten, sollte dem Werkstoff annähernd die gleiche Menge Nickel zulegiert werden.
Die Zugabe von bis zu 0,08 Gew.-% Bor kann im erfindungsgemäßen Stahl das Ausscheidungsverhalten der härtesteigemden Phasen auf den Korngrenzen unterdrücken. Dies kann sicher dadurch erreicht werden, dass mindestens 0,0005 Gew.-% B im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. B-Gehalte von mehr als 0,08 Gew.-% wirken sich dagegen negativ auf die Umformbarkeit des Stahls aus. Um dies sicher zu vermeiden, kann der B-Gehalt des
erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,0030 Gew.-% beschränkt werden.
Ist Nb in Gehalten von bis zu 1 ,5 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, trägt Nb ebenso zur Vermeidung der Überstruktur D03 bei und es bilden sich festigkeitssteigernde Ausscheidungsphasen. Um dies sicher zu erreichen, kann der Nb-Gehalt auf mindestens 0,05 Gew.-% gesetzt werden, wobei optimale Wirkungen der Anwesenheit von Nb im erfindungsgemäßen Stahl eintreten, wenn sein Nb-Gehalt mindestens 0,10 Gew.-% oder maximal 0,30 Gew.-% beträgt.
Die Gefügematrix des erfindungsgemäßen Stahls besteht weitgehend, d.h. zu mindestens 85 Vol.-% aus Ferrit, wobei höhere Ferritgehalte von mindestens 90 Vol.-% besonders günstig sein können.
Ein Austenit-Anteil von bis zu 10 Vol.-% im Gefüge kann sich allerdings ebenfalls positiv auf die Zähigkeit des Stahls auswirken. Daher kann es zweckmäßig sein, die Legierung des erfindungsgemäßen Stahls so
einzustellen, dass mindestens 2 Vol.-% Austenit im Gefüge des Stahls vorhanden sind. Ist der Austenitanteil größer als 10 Vol.-%, wirkt sich dies negativ für das Ausscheidungsverhalten der intermetallischen Phasen aus.
Bei den restlichen, nicht von Ferrit oder Austenit eingenommenen
Gefügebestandteilen handelt es sich um Gehalte an intermetallischen Phasen sowie Anteile von Karbid, Nitrid, Bainit oder Perlit. Die Anteile dieser restlichen Bestandteile am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls sind jedoch so gering, dass sie allenfalls unwesentliche Auswirkungen auf seine Eigenschaften haben
10 Vol.-% überschreitende, unerwünschte Austenitanteile können durch eine geeignete Einstellung der Mn- und Ni-Gehalte des erfindungsgemäßen Stahls verhindert werden. Zu diesem Zweck sind der Mn-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 3,5 Gew.-% und der Ni-Gehalt auf höchstens 4,0 Gew.-%
beschränkt. Optimiert nutzen lässt sich der positive Einfluss von Mn und Ni auf die Beschaffenheit des erfindungsgemäßen Stahls, wenn die Summe der
Gehalte an Mn und Ni höchstens 5 Gew.-% beträgt. Besonders vorteilhaft erweist es sich dabei, wenn der Mn-Gehalt auf höchstens 1 ,0 Gew.-% oder der Ni-Gehalt auf höchstens das 1 ,5 fache des optional vorhandenen
Kupfergehaltes eingestellt wird. Die positiven Einflüsse der Anwesenheit von Mn oder Ni, wie die durch die gezielte Zugabe von Ni oder Mn ermöglichte
Aufrechterhaltung optimierter mechanischer Eigenschaften, im
erfindungsgemäßen Stahl lassen sich dadurch besonders nutzen, dass der Mn- Gehalt des Stahls mindestens 0,20 Gew.-% beträgt.
Negative Auswirkungen des erfindungsgemäß gezielt zugelassenen S-Gehalts können dadurch vermieden werden, dass das Verhältnis %Mn/%S des
Mangan-Gehalts %Mn zum Schwefelgehalt %S auf mehr als 2,0 eingestellt wird.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachoder -langprodukts umfasst mindestens die folgenden Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche ausgebildeten Stahls bestehenden Vorprodukts, wie einer Bramme, einer Dünnbramme, einem Knüppel oder einem gegossenen Band, b) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 700 - 1280 °C betragende
Warmumformtemperatur, c) Warmumformen des auf die Warmumformtemperatur erwärmten Vorprodukts zu dem Stahlflach- oder -langprodukt.
Durch die Warmumformung im Temperaturbereich von 700 - 1280 °C werden eine vollständige Lösung eventuell vorhandener Ausscheidungen, angemessene Umformkräfte, eine ausreichende Rekristallistaionskinetik und ein minimales Kornwachstum erreicht. Optimalerweise beträgt die Warmumformtemperatur dabei 850 bis 1050 °C. Bei einer Umformung im Temperaturbereich zwischen 850 °C und 1050 °C wird ein besonders feinkörniges Gefüge, Korngrößer nach ASTM E 112 = 4 und feiner, erzielt.
Nach der Warmformgebung kann das erfindungsgemäß erhaltene Flach- oder Langprodukt unterschiedliche Wärmebehandlungen durchlaufen, um seine mechanischen Eigenschaften einzustellen.
Ein hinsichtlich der Energieausnutzung vorteilhafter Weg einer solchen
Wärmebehandlung kann darin bestehen, dass das nach dem Warmumformen erhaltene Stahlflach- oder -langprodukt im Anschluss an die Warmformgebung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von max. 3,0 K/min, insbesondere 1 ,5 K min langsam abgekühlt wird, wobei aus verfahrensökonomischer Sicht die
Abkühlgeschwindigkeit nicht weniger als 1 ,0 K/min betragen sollte. Auf diese Weise wird auf direktem Wege die Endfestigkeit des Stahls durch Ausscheidung der Ausscheidungsphasen, wie z.B Laves-, Heussler-, Kupfer, Ni3Ti- und/oder Ni3AI-Phasen, erzielt. Besonders vorteilhaft ist dieses Vorgehen, wenn der Ti- Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls mehr als 0,60 Gew.-% beträgt. Die
Zugfestigkeit des so erhaltenen Flach- oder Langprodukts liegt typischerweise im Bereich von 700 - 1150 MPa.
Es kann vorteilhaft sein, das aus dem erfindungsgemäßen Stahl warmgeformte Flach- oder Langprodukt zunächst einem Lösungsglühen bei mehr als 700 °C, insbesondere 700 - 1250 °C oder 700 - 1000 °C, zu unterziehen und es anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 25 K/min, um die Bildung von Ausscheidungen zu unterdrücken. Nach der jeweiligen Abkühlung liegt ein Zwischenprodukt vor, das mit einer Zugfestigkeit von weniger als 900 MPa vergleichbar weich und gut mechanisch bearbeitbar ist. Nach der jeweiligen Abkühlung kann das erhaltene Produkt bei Temperaturen von 150 - 700 °C über eine Dauer von 15 Minuten bis 30 Stunden ausgelagert werden, um den Ausscheidungszustand seines Gefüges positiv zu beeinflussen. Bei Ti- haltigen Varianten des erfindungsgemäßen Stahls kommt es hier zu einer
Ausscheidung der Ti-haltigen Ausscheidungsphasen, die insbesondere eine Festigkeitssteigerung bewirken.
Nachfolgend wird die Erfindung von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Beispiel 1 :
Es wurde ein Stahl S1 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen. Dieses Vorprodukt ist auf eine Warmumformtemperatur von 1050 °C erwärmt und bei dieser Temperatur durch Pressen zu einem Halbzeug (Langprodukt) umgeformt worden.
Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1050 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 800 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise
spanabhebend bearbeitet werden.
Nach der mechanischen Bearbeitung wurde das bearbeitete Produkt zur
Einstellung seiner Endfestigkeit bei 500 °C über 4 Stunden ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1070 MPa auf. Es zeigte sich, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte. Eine Auslagerung bei einer Temperatur von 550 °C und einer Dauer von 1 h ergab eine Festigkeit von 1200 MPa. Bei einer Temperatur von 600 °C und der gleichen Auslagerungsdauer von 1 h konnte eine Festigkeit von 1300 MPa erzielt werden.
Die Dichte des beim Beispiel 1 eingesetzten Stahls S1 betrug 6,9 kg/dm3.
Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedenen Phasen. Die ausgeschiedenen Phasen sind extrem fein und üblicherweise im Lichtmikroskop nicht erkennbar.
Beispiel 2
Es wurde ein Stahl S2 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen. Das betreffende Vorprodukt ist bei einer Warmumformtemperatur von 1050 °C durch pressen umgeformt worden.
Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1050 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 920 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise mechanisch bearbeitet werden.
Zur Einstellung seiner Endfestigkeit wurde das Produkt nach der mechanischen Bearbeitung bei 500 °C über 4 Stunden ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1175 MPa auf. Es zeigte sich auch hier, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte.
Die Dichte des beim Beispiel 2 eingesetzten Stahls S2 betrug 6,9 kg/dm3. Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedenen Phasen.
Beispiel 3
Es wurde ein Stahl S3 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen.
Das betreffende Vorprodukt ist bei einer Warmumformtemperatur von 1000 °C durch Pressen zu einem Block umgeformt worden.
Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 075 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 860 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise mechanisch bearbeitet werden.
Nach der mechanischen Bearbeitung wurde das Produkt zur Einstellung seiner Endfestigkeit bei 550 °C über 1 Stunde ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1540 MPa auf. Es zeigte sich, dass die Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des
Produkts führte.
Die Dichte des beim Beispiel 3 eingesetzten Stahls S3 betrug 6,7 kg/dm3.
Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedenen Phasen. Beispiel 4
Es wurde ein Stahl S4 mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu einem Block vergossen. Chrom und Molybdän wurden der Schmelze zur Vermeidung einer schädlichen Überstruktur (D03) und zur Mischkristallverfestigung zulegiert.
Das betreffende Vorprodukt ist bei einer Warmumformtemperatur von 1075 °C durch Pressen umgeformt worden.
Das so erhaltene Produkt ist bei einer Lösungsglühtemperatur von 1050 °C über eine Dauer von 1 h lösungsgeglüht und anschließend durch Eintauchen in Wasser abgeschreckt worden.
Nach dem Abschrecken wies der Stahl eine Zugfestigkeit von 805 MPa auf und konnte mit dieser vergleichbar geringen Festigkeit auf einfache Weise mechanisch bearbeitet werden.
Zur Einstellung seiner Endfestigkeit wurde das Produkt bei 550 °C über 1 Stunde ausgelagert. Nach diesem Auslagern wies der Stahl des Produkts eine Festigkeit von 1260 MPa auf. Es zeigte sich, dass die
Auslagerungsbehandlung zu allenfalls minimalem Verzug des Produkts führte.
Die Dichte des beim Beispiel 4 eingesetzten Stahls S4 betrug 6,1 kg/dm3.
Sein Gefüge bestand zu mehr als 99 Vol.-% aus Ferrit und ausgeschiedener Phase. Stahl AI Ti C Si Mn N Cr Mo
S1 8 1,25 0,04 0,59 0,56 0,001
S2 8 1,25 0,01 1,43 1,50 0,002
S3 10 2,15 0,01 0,51 0,49 0,002
S4 18 1,31 0,01 0,5 0,47 0,002 2 0,24
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Stahl mit einer Dichte von weniger als 7,25 kg/dm3 und bestehend aus (in
Gew.-%)
C: bis zu 0,20 %
Si: 0,1 - 3,50 %
Mn: 0,1 - 3,50 %
N: bis zu 0,020 %
S: bis zu 0,40 %
P: bis 0,009 %
AI: 6,0 - 25,0 %
Ti: 0,55-10,0%
Cr: bis zu 6,0 %
Mo: bis zu 3,0 %
Ni: bis 4,0 %
V: bis 1 ,0 %
W: bis 1,0%
Cu: bis 4 %
B: bis 0,08 %
Nb: bis 1,5 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Gefüge des Stahls mehr als 85 Vol.-% Ferrit sowie bis zu 10 Vol.-% Austenit und als Rest Gehalte an intermetallischen Phasen sowie Anteile von Karbid, Nitrid, Bainit oder Perlit aufweist.
2. Stahl nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt weniger als 0,02 Gew.-% beträgt.
3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass für das Verhältnis %Mn/%S seines Mn-Gehalts %Mn und seines S-Gehalts %S gilt %Mn/%S > 2,0.
4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass die Summe seiner Gehalte an Ni und Mn höchstens 5 Gew.-% beträgt.
5. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt maximal 0,005 Gew.-% beträgt.
6. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein AI-Gehalt mindestens 10 Gew.-% beträgt.
7. Stahl nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass sein AI-Gehalt mehr als 12 Gew.-% beträgt und die Gehalte an Cr, Mo, Mn, Si, V, W, Ni, Nb, Ti folgende Bedingung erfüllen:
(%Cr + 2*%Mo + %Mn + %Si + %V + %W + %Ni + %Nb + %Ti) > 0,05*%AI mit %Cr: Cr-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls, %Mn: Mn-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%V: V-Gehalt des Stahls,
%W: W-Gehalt des Stahls,
%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
%Nb: Nb-Gehalt des Stahls,
%Ti: Ti-Gehalt des Stahls,
%AI: AI-Gehalt des Stahls.
8. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein B-Gehalt mindestens 0,0005 Gew.-% beträgt.
9. Verfahren zur Herstellung eines Stahlflach- oder -langprodukts umfassend die Arbeitsschritte a) Bereitstellen eines aus einem gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche ausgebildeten Stahls bestehenden Vorprodukts, wie einer Bramme, einer Dünnbramme, einem Knüppel oder einem gegossenen Band, b) Erwärmen des Vorprodukts auf eine 700 - 1280 °C betragende
Warmumformtemperatur, c) Warmumformen des auf die Warmumformtemperatur erwärmten
Vorprodukts zu dem Stahlflach- oder -langprodukt.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformtemperatur höchstens 1000 °C beträgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 oder 10, dadurch
gekennzeichnet, dass das erhaltene Stahlflachoder -langprodukt im Anschluss an das Warmumformen mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von höchstens 3 K/min langsam abgekühlt wird. 2. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 9, dadurch
gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt des Stahls mindestens 0,60 Gew.-% beträgt und dass das nach dem Warmumformen erhaltene Stahlflach- oder -langprodukt entweder in einem ersten
Wärmebehandlungsschritt direkt aus der Umformwärme oder nach einem Lösungsglühen bei einer Temperatur von mehr als 700 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 25,0 K/min schnell abgekühlt wird.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflach- oder -langprodukt in einem weiteren
Wärmebehandlungsschritt bei Temperaturen von 150 - 700 °C über eine Dauer von 15 min bis 30 Stunden ausgelagert wird.
14. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch
gekennzeichnet, dass das Stahlflach- oder -langprodukt zwischen den beiden Wärmebehandlungsschritten mechanisch bearbeitet wird.
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