WO2020064135A1 - SICHERHEITSSTAHL ODER VERSCHLEIßSTAHL SOWIE EIN VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES BAUTEILS - Google Patents

SICHERHEITSSTAHL ODER VERSCHLEIßSTAHL SOWIE EIN VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES BAUTEILS Download PDF

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WO2020064135A1
WO2020064135A1 PCT/EP2018/076535 EP2018076535W WO2020064135A1 WO 2020064135 A1 WO2020064135 A1 WO 2020064135A1 EP 2018076535 W EP2018076535 W EP 2018076535W WO 2020064135 A1 WO2020064135 A1 WO 2020064135A1
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wear
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Tobias Vetter
Rainer FECHTE-HEINEN
Stephan Scharf
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Thyssenkrupp Ag
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a safety steel or wear steel made of a three-layer steel composite material.
  • the invention further relates to a method for producing a component for ballistic or abrasive use.
  • the wear steels and safety steels known from the prior art are hardened for their intended use to hardnesses of 400 HV10 and more and accordingly have a high strength in conjunction with a restricted ductility.
  • the high hardness required for a safety steel is aimed at a high penetration resistance against an impacting projectile, the projectile's diameter widening after the impact, whereby energy is reduced and the penetration depth is minimized.
  • the high hardness required for wear steel is aimed at a sufficiently high resistance to abrasive wear, whereby high toughness is required in the event of an impact load.
  • the invention is therefore based on the object of providing a safety steel or wear steel which has constant properties and, compared to the prior art, reduced material composite thickness or improved properties compared to the prior art.
  • the safety steel or wear steel made of a three-layer steel material composite has a core layer made of steel which, in addition to Fe and impurities which are unavoidable due to the production process, consists in% by weight
  • optional Nb up to 0.2%
  • optional V up to 0.2%
  • optional W up to 0.2%
  • optional SEM up to 0.01%, exists, and two cohesively connected cover layers, the side facing the load being referred to as the first cover layer and the side facing away from the load as the second cover layer, each of the cover layers each made of steel, which in addition to Fe and production-related unavoidable impurities in wt .-% out
  • optional Nb up to 0.2%
  • a higher toughness can be set in the core layer compared to the cover layers, whereby a high hardness can be set in the cover layers, in particular in the hardened state of the safety steel or wear steel.
  • a safety steel or wear steel with high hardness and high toughness can thus be provided.
  • the properties described below can be achieved in that the same or a very similar composition (for example from different melts of the same target composition) is selected for the first and second cover layers. Different chemical compositions are preferably selected for the first and second cover layers in order to be able to fulfill the features of the respective layer described below particularly well.
  • the toughness of the individual layers of a multi-layer composite material is difficult to determine experimentally. If this is desired, the individual layers must be mechanically or thermally separated from one another and checked separately. Given the corresponding thickness of the individual layers, the usual destructive test in the impact test according to DIN EN ISO 148-1: 2010 is suitable for determining the toughness. In the case of thinner layers, such as the top layers with a relatively small thickness of the multilayer composite, such a toughness test is hardly possible technically, since the sample, which is then too thin, could buckle during the test. Therefore, the characteristic of the mean former austenite grain size according to DIN EN ISO 643: 2012 is used to estimate the toughness properties.
  • the mean former austenite grain size is understood here to mean the mean diameter of the former austenite grain determined according to DIN EN ISO 643: 2012. In the case of non-round austenite grains, the area of the austenite grain is considered and the equivalent diameter is given in such a way that a round grain with this diameter has the same area.
  • the mean former austenite grain size is preferably determined in the cross-section, a cross-section being defined such that the rolling direction is orthogonal to the surface viewed in the section and therefore the rolling direction is parallel to the viewing direction.
  • the hardened state means that the safety steel or wear steel is subjected to a heat treatment, the steel material composite first being heated to a temperature of at least A cl temperature of the steel of the first cover layer, preferably to a temperature of at least A c3 temperature of the steel the first cover layer, preferably to a temperature which is not lower than the A c3 temperature of the steel of the first cover layer and the steel of the second cover layer, particularly preferably to a temperature which is not lower than the A c3 temperature of the steel of the first Cover layer, the steel of the second cover layer and the steel of the core layer, and is then quenched such that at least in the first cover layer there is a hardness structure which has at least a hardness of 700 HV10, in particular at least a hardness of 720 HV10, preferably at least a hardness of 750 HV10, particularly preferably m has a hardness of at least 780 HV10.
  • the multilayer composite can still be left on after hardening, that is to say it can be transferred overall to the tempered state.
  • the tempering temperature and duration should be selected so that at least the hardness of the first top layer does not decrease too much. In particular, a hardness reduction of at most 100 HV10, particularly preferably at most 70 HV10, is tolerated.
  • the hardened steel or wear steel can be used in the hardened state as a component for ballistic or abrasive purposes.
  • HV corresponds to the Vickers hardness and is determined according to DIN EN ISO 6507-1: 2005. What is meant by “hardening” and “tempering / tempering” is regulated in DIN EN ISO 4885: 2017.
  • the safety steel or wear steel according to the invention can be designed in the form of a strip, plate or sheet or can be fed to further processing.
  • the three-layer steel material composite described above is preferably hardened or tempered in the flat state, since this enables the properties described below to be set particularly homogeneously.
  • the flat condition of the three-layer steel material composite allows a very fast, automated transport of the material composite from an austenitizing unit to a quenching unit, whereby austenitizing and quenching can take place continuously on strips as well as on individual sheets or plates. These processes are preferably carried out in ovens and directly connected to these quenches, which have a continuous material transport, preferably on rollers.
  • a particular advantage of this procedure is that the three-layer steel material composite achieves its final properties in the flat state, so that the end user only has to trim them accordingly, if necessary cold-form and install them, without having to have appropriate austenitizing and / or quenching units .
  • the processing steps therefore include at least trimming or cold forming in order to obtain a component.
  • a heat treatment is subsequently carried out on the component, the heat treatment in temperature and duration should be coordinated in such a way that falling below a predetermined minimum hardness in one or both cover layers is excluded.
  • the material properties of the steel composite are not changed or only to a small extent, which enables quality assurance even in the flat condition of the steel composite.
  • the present invention clearly delimits the established methods of hot forging.
  • the alloy elements of the steel of the core layer are indicated as follows:
  • C is a strength-increasing alloying element and contributes to increasing hardness with increasing content, either by being present as an interstitial atom in austenite and contributing to the formation of harder martensite when cooling, or by forming carbides with Fe, Cr, Ti, Nb, V and / or W which on the one hand can be harder than the surrounding matrix or at least distort it so that the hardness of the matrix increases.
  • C is therefore present with contents of at least 0.001% by weight, in particular of at least 0.1% by weight, preferably of at least 0.15% by weight, in order to achieve or set a desired hardness.
  • the hardness set here ensures that the core layer also contributes to increasing the bullet and wear resistance of the composite material, albeit to a much lesser extent than the cover layers.
  • the core layer can also be designed exclusively for toughness and have little carbon for this purpose. Since the core layer essentially increases the toughness of the steel composite the content is limited to a maximum of 0.25% by weight, in particular to a maximum of 0.22% by weight.
  • Si is an optional alloying element which contributes to the hardening of mixed crystals and, depending on the content, can have a positive effect in increasing the hardness, so that a content in particular of at least 0.03% by weight, preferably at least 0.1% by weight, can be present.
  • a content in particular of at least 0.03% by weight, preferably at least 0.1% by weight can be present.
  • the alloying element is therefore limited to a maximum of 1.2% by weight, in particular to a maximum of 0.6% by weight, in order to ensure adequate rollability.
  • Si can be used to deoxidize the steel if the use of Al is to be avoided, for example, in order to prevent undesired setting. B. to avoid in the presence of N.
  • Mn is an alloying element that contributes to hardenability and is used in particular to bind S to MnS, so that a content of at least 0.1% by weight, in particular at least 0.6% by weight, is present .
  • Manganese reduces the critical cooling rate, which increases the hardenability.
  • the alloying element is at a maximum of 2.5% by weight, in particular at a maximum of 1.8% by weight, in order to ensure adequate weldability and good forming behavior.
  • Mn has a strongly segregating effect and is therefore preferably limited to a maximum of 1.3% by weight.
  • P can be present as an iron companion, which has a strong impact on toughness and is usually one of the undesirable accompanying elements in wear or safety steels. In order to use its strength-increasing effect, it can optionally be alloyed with contents in particular of at least 0.005% by weight. Due to its slow diffusion rate, P can lead to strong segregation when the melt solidifies. For these reasons mentioned, the element is limited to a maximum of 0.05% by weight, in particular to a maximum of 0.03% by weight.
  • S As an undesirable accompanying element in steel, S has a strong tendency to segregate and forms undesirable FeS, which is why it must be bound by Mn.
  • the S content is therefore restricted to a maximum of 0.03% by weight, in particular to a maximum of 0.01% by weight, preferably to a maximum of 0.005% by weight, preferably to a maximum of 0.003% by weight.
  • N can have a similar effect to C because its ability to form nitrides can have a positive effect on strength.
  • Al aluminum nitrides form, which improve nucleation and hinder grain growth.
  • it can optionally be alloyed in contents of at least 0.001% by weight.
  • contents of at least 0.002% by weight are preferred.
  • the content is limited to a maximum of 0.02% by weight.
  • a maximum content of 0.015% by weight, in particular a maximum content of 0.010% by weight, is preferably set in order to avoid the undesired formation of coarse titanium nitrides in the presence of Ti, which would have a negative effect on toughness.
  • the optional alloy element boron is used, this is bound by nitrogen if the aluminum or titanium content is not high enough or not available.
  • Cr can also contribute to the setting of strength, in particular positively to hardenability, as an optional alloying element, with a content in particular of at least 0.05% by weight.
  • Cr can be used alone or in combination with other elements as a carbide former. Because of the positive effect on the toughness of the material, in particular on the toughness of the core layer, the Cr content can preferably be set to at least 0.5% by weight.
  • the alloy element is limited to a maximum of 2.5% by weight, in particular to a maximum of 1.5% by weight, in order to ensure adequate weldability.
  • Cu as an optional alloying element can contribute to an increase in hardness with a content in particular of 0.005% by weight to 0.5% by weight.
  • Ti, Nb, V and / or W can be added as optional alloying elements individually or in combination for grain refinement, and they can also be used to set N. Above all, however, these elements can be used as microalloying elements in order to form strength-increasing carbides, nitrides and / or carbonitrides. To ensure their effectiveness, Ti, Nb, V and / or W with contents of at least 0.005% by weight or in total can be used. In order to achieve a corresponding effect, a total content of at least 0.010% by weight is added. For the complete setting of N by Ti, the Ti content should be at least 3.42 * N.
  • a content of at least 0.02% by weight of Ti, in particular at least 0.02% by weight of Nb, in particular at least 0.02% by weight of V and / or in particular at least 0.02% by weight .-% W used the use of Ti and / or Nb being preferred, since these alloy elements can make a particularly high contribution to grain refinement, which in addition to increasing the strength can also increase the toughness of the core layer.
  • Nb is at most 0.2% by weight, in particular at most 0.1% by weight, preferably at most 0.04% by weight
  • Ti is at most 0.2% by weight, in particular at most 0 , 1% by weight, preferably to a maximum of 0.04% by weight
  • V is to a maximum of 0.2% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight, particularly preferably to a maximum of 0.05% by weight.
  • % and W is limited to a maximum of 0.2% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight, particularly preferably to a maximum of 0.05% by weight, since higher contents adversely affect the material properties, in particular special can have a negative impact on the toughness of the core layer.
  • Mo can optionally be added to increase strength and improve hardenability. Mo also has a positive effect on the toughness properties. Mo can be used as a carbide former to increase the yield strength and improve toughness. In order to ensure the effectiveness of these effects, a content in particular of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.1% by weight, can be added. For reasons of cost, the maximum content is limited to 1% by weight, preferably to 0.3% by weight.
  • Ni which can optionally be alloyed with up to a maximum of 5.5% by weight, can have a positive influence on the deformability of the material, in particular that of the core layer and, associated therewith, that of the composite material.
  • nickel By reducing the critical cooling rate, nickel also increases hardening and hardening and tempering.
  • contents of at most 2.5% by weight, preferably at most 1.5% by weight, preferably at most 1.0% by weight, particularly preferably at most 0.5% by weight are further increased preferably set to a maximum of 0.3% by weight.
  • An effect of the optional alloy element can develop in particular from 0.1% by weight, lower contents can be tolerated and do not significantly influence the material behavior.
  • B can delay the structural change to ferrite / bainite and improve hardenability and strength, especially if N is set by strong nitride formers such as Al or Nb and can contain a content of at least 0.0001 wt. %, preferably of at least 0.001% by weight to be available.
  • the alloying element is limited to a maximum of 0.01% by weight, in particular to a maximum of 0.007% by weight, since higher contents can have a disadvantageous effect on the material properties, in particular based on the toughness at the grain boundaries.
  • Sn, As and / or Co are optional alloying elements that can be counted among the contaminants individually or in combination, if they are not specifically added to adjust special properties.
  • the contents are limited to a maximum of 0.05% by weight of Sn, in particular to a maximum of 0.04% by weight of Sn, to a maximum of 0.02% by weight of Co and to a maximum of 0.02% by weight of As.
  • 0 is usually undesirable, but can also be beneficial in the lowest levels, particularly from 0.0005% by weight, since oxide coatings, in particular on the separating layer between the core and cover layers, hinder the diffusion between the differently alloyed steels, such as in the German published application DE 10 2016 204 567 A1.
  • the maximum content for oxygen is given as 0.005% by weight, preferably with 0.002% by weight.
  • H is very mobile in interstitial spaces in steel and can cause tears in the core, particularly in high-strength steels, when cooling from hot rolling.
  • the presence of H cannot be completely avoided for technical reasons.
  • H is therefore reduced to a content of at most 0.001% by weight, in particular to a maximum of 0.0006% by weight, preferably to a maximum of 0.0004% by weight, more preferably to a maximum of 0.0002% by weight.
  • Ca can optionally be added to the melt as a desulfurization agent and for targeted sulfide influencing in contents of up to 0.015% by weight, preferably up to 0.005% by weight, which leads to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling.
  • the addition of calcium preferably also improves the cold-forming behavior. The effects described are effective from a content of 0.0005% by weight, which is why this limit can be selected as a minimum when using Ca.
  • AI contributes in particular to deoxidation, which is why a content in particular of at least 0.02% by weight can optionally be set.
  • the alloying element is at a maximum of 1.0% by weight to ensure the best possible castability, in particular to a maximum of 0.6% by weight, preferably limited to a maximum of 0.3% by weight, in order to substantially reduce and / or avoid undesirable precipitations in the material, in particular in the form of non-metallic oxidic inclusions, which negatively affect the material properties can influence.
  • the content is set between 0.02 and 0.3% by weight.
  • AI can also be used to bind the nitrogen present in the steel.
  • the core layer contains Nb, B and Al, optionally Ca within the specified limits, these alloying elements can cause grain refinement, among other things.
  • Grain refinement is a consolidation mechanism in which not only strength but also toughness can be increased. As a result, a sufficiently high toughness and thus a hardness and energy absorption, as well as a hardness comparable to other core layers known from the prior art, as well as a high resistance to crack propagation in the steel material composite, in particular in the safety steel, can be provided.
  • Rare earth metals such as cerium, lanthanum, neodymium, praseodymium and others, which are abbreviated to SEM individually or in the following, can be added to the core layer of the multilayer composite as optional alloying elements in order to bind S, P and / or 0 and that To reduce or completely avoid the formation of oxides and / or sulfides and phosphorus segregations at grain boundaries and thus to increase the toughness.
  • contents of at least 0.0005% by weight, in particular of at least 0.0015% by weight are added when using SEM.
  • the SEM content is limited to a maximum of 0.01% by weight in order not to form too many additional precipitates, which can have a negative effect on the toughness. In particular, a maximum of 0.005% by weight of SEM is added for cost reasons.
  • Optional alloy elements the content of which in the core layer is below the specified minimum content, are to be seen as impurities, do not influence the material properties or only to a small extent and can therefore be tolerated.
  • the alloying elements of the steel of the top layers are specified as follows:
  • C is a strength-increasing alloy element and contributes to increasing the strength with increasing content, so that a content of at least 0.35% by weight, in particular of at least 0.40% by weight is present in order to achieve or set the desired strength or clarified in the steel material composite.
  • the maximum hardenability of steels is reached when quenched to room temperature at approximately 0.65% by weight of carbon, so that the content preferably to a maximum of 0.65% by weight, in particular to a maximum of 0.60% by weight is limited to a maximum of 0.58% by weight, particularly preferably to a maximum of 0.55% by weight.
  • the restriction to the above-mentioned contents does not have a negative influence on the material properties of the cover layers, in particular an increase in carbon is associated with an increase in brittleness or an increase in susceptibility to cracking.
  • the further advantage of setting the C content of the top layers within the aforementioned limits is that a residual austenite content in the structure can be adjusted in a controlled manner and, in particular, the CEV value (carbon equivalent value) or CET value (carbon equivalent thyssen) can be kept low. The definition or calculation of these values can be found on wikipedia under the term carbon equivalent.
  • the first cover layer faces the stress, i.e. the first point of impact of a projectile in the case of safety steel and the abrasively loaded surface in the case of wear steel, a particularly high hardness is advantageous for this. For this reason and in order to at the same time achieve increased toughness on the side facing away from the load, a higher carbon content is preferred for the first cover layer compared to the second cover layer. For example, there is a difference in carbon content of at least 0.03% by weight of C, in particular of at least 0.05% by weight of C, preferably of at least 0.08% by weight of C, preferably of at least 0.10% by weight.
  • % C particularly preferably at least 0, 12% by weight C, so that a composite material comprising a first cover layer with a particularly high hardness and a second cover layer with an increased toughness compared to the first cover layer is provided.
  • This layer structure is also favorable if welding is to take place on the second cover layer, for which a lower carbon equivalent is advantageous.
  • the resistance to crack propagation in the second top layer can be increased in the event of an overuse.
  • Si is an optional alloying element which contributes to the hardening of mixed crystals and, depending on the content, can have a positive effect in increasing the strength, so that a content in particular of at least 0.03% by weight, preferably of at least 0.05% by weight, preferably of at least 0, 10 wt .-% can be present.
  • the alloy element is on a maximum of 1.2% by weight, in particular limited to a maximum of 0.6% by weight, in order to ensure adequate rollability.
  • Mn is an alloying element that contributes to hardenability and has a positive effect on tensile strength, in particular for setting S to MnS, so that a content of at least 0.1% by weight, in particular at least 0.6% by weight is available.
  • the alloy element is limited to a maximum of 2.5% by weight, in particular to a maximum of 1.9% by weight, preferably to a maximum of 1.5% by weight, in order to ensure adequate weldability.
  • P can be present as an iron companion, which has a strong impact on toughness and is usually one of the undesirable accompanying elements in wear or safety steels. In order to use its strength-increasing effect, it can optionally be alloyed with contents in particular of at least 0.005% by weight. Due to its slow diffusion rate, P can lead to strong segregation when the melt solidifies. For these reasons mentioned, the element is limited to a maximum of 0.05% by weight, in particular to a maximum of 0.03% by weight.
  • S As an undesirable accompanying element in steel, S has a strong tendency to segregate and forms undesirable FeS, which is why it must be bound by Mn.
  • the S content is therefore restricted to a maximum of 0.03% by weight, in particular to a maximum of 0.01% by weight.
  • N can have a similar effect to C because its ability to form nitrides can have a positive effect on strength.
  • aluminum nitrides form, which improve nucleation and hinder grain growth.
  • it can optionally be alloyed in contents of at least 0.001% by weight. For economic reasons, contents of at least 0.002% by weight are preferred. The content is limited to a maximum of 0.02% by weight. A maximum content of 0.015% by weight is preferably set in order to avoid the undesired formation of coarse titanium nitrides in the presence of Ti, which would have a negative effect on toughness.
  • the optional alloy element boron is used, this is bound by nitrogen if the aluminum or titanium content is not high enough or not available.
  • Cr can also contribute to the setting of the strength, in particular positively to the hardenability, with a content in particular of, depending on the content at least 0.1% by weight.
  • Cr can be used alone or in combination with other elements as a carbide former.
  • the resulting (growing) carbides can lead to an increase in hardness and can essentially compensate for a heat-related drop in hardness, for example by tempering the hardened steel material composite.
  • the Cr content can be set to at least 0.5% by weight, preferably to at least 0.7% by weight.
  • the alloy element is limited to a maximum of 3.5% by weight, in particular to a maximum of 2.5% by weight, preferably to a maximum of 2.0% by weight, in order to ensure adequate weldability.
  • Cu as an optional alloying element can contribute to an increase in hardness with a content in particular of 0.005% by weight to 0.5% by weight.
  • Ti, Nb, V and / or W can be added as optional alloying elements individually or in combination for grain refinement, and Ti, Nb and / or V can also be used to set N. Above all, however, these elements can be used as microalloying elements to form strength-increasing carbides, nitrides and / or carbonitrides. To ensure their effectiveness, Ti, Nb, V and / or W with contents of at least 0.005% by weight or in total can be used. For the complete setting of N by Ti, the Ti content should be at least 3.42 * N.
  • Nb is at most 0.2% by weight, in particular at most 0.1% by weight, preferably at most 0.04% by weight
  • Ti is at most 0.2% by weight, in particular at most 0 , 1% by weight, preferably to a maximum of 0.04% by weight, since higher contents can have a disadvantageous effect on the material properties of the cover layers.
  • V can be added in contents of up to 0.8% by weight, in particular from 0.04 to 0.25% by weight, preferably from 0.06 to 0.2% by weight.
  • the V-carbides can be partially or completely dissolved during austenitizing in the course of the hardening process, whereby V in dissolved form can be used to reduce or prevent undesired austenite grain growth.
  • W can lead to the formation of tungsten carbides and / or serve to form intermetallic phases .
  • the use of W as a microalloying element is preferred, for which contents in particular of at most 0.2% by weight, preferably at most 0.1% by weight, preferably at most 0.04% by weight, are used.
  • the use of V and / or W in particular is preferred within the limits specified above in order to form carbides with a high hardness.
  • the use of Ti and / or Nb in particular is preferred within the limits specified above, in order to limit or even prevent the grain growth during austenitization before hardening.
  • Mo can optionally be added to increase strength and improve hardenability. Mo also has a positive effect on the toughness properties. Mo can be used as a carbide former to increase the yield strength and improve toughness. For reasons of cost, the maximum content is limited to 1.5% by weight, in particular to 0.5% by weight, preferably to 0.3% by weight.
  • Ni which can optionally be added with up to a maximum of 5.5% by weight, can have a positive influence on the deformability of the material. By reducing the critical cooling rate, nickel also increases hardening and hardening and tempering. For reasons of cost, contents in particular of a maximum of 2.0% by weight, preferably a maximum of 1.5% by weight, are set. An effect of the optional alloying element can develop in particular from 0.1% by weight, lower contents can be tolerated and do not significantly influence the material behavior.
  • the use of Ni as an alloy element to increase the deformability is particularly preferred, the limits listed above having to be taken into account, in particular with a content between 0.8 and 1.7% by weight, preferably with a content between 1 , 0 and 1.5% by weight.
  • a content between 0.8 and 1.7% by weight preferably with a content between 1 , 0 and 1.5% by weight.
  • nickel is alloyed to a lesser extent in the first cover layer, in particular up to a maximum of 0.5% by weight, preferably up to a maximum of 0.3% by weight, or not at all, since crack formation is more tolerated for the first cover layer can be.
  • a multilayer structure is therefore particularly preferred, in which the first cover layer is either free of nickel or has a Ni content which is at least 50%, in particular at least 80%, preferably at least 95% lower than that of the second cover layer.
  • B can delay the structural transformation to ferrite / bainite and improve hardenability and strength, especially when N is through strong nitride formers such as Al, Nb and / or Ti are set and can be present with a content in particular of at least 0.0001% by weight.
  • the alloying element is limited to a maximum of 0.01% by weight, in particular to a maximum of 0.007% by weight, since higher contents can have a disadvantageous effect on the material properties, in particular in relation to the ductility at grain boundaries.
  • the use of B as an alloying element to increase the hardenability is particularly preferred, the limits listed above having to be taken into account.
  • the use of B as an alloying element for reducing or avoiding austenite grain growth is particularly preferred in order to achieve the required small average (former) austenite grain size and the relatively high toughness associated therewith, taking into account the limits listed above.
  • Sn, As and / or Co are optional alloying elements that can be counted among the contaminants individually or in combination, if they are not specifically added to adjust special properties.
  • the contents are limited to a maximum of 0.05% by weight of Sn, in particular to a maximum of 0.04% by weight of Sn, to a maximum of 0.02% by weight of Co and to a maximum of 0.02% by weight of As.
  • 0 is usually undesirable, but can also be beneficial in the lowest levels, since oxide coatings, in particular on the separating layer between the core and cover layers, hinder the diffusion between the differently alloyed steels, as described, for example, in German Offenlegungsschrift DE 10 2016 204 567 A1.
  • the maximum content for oxygen is given as 0.005% by weight, preferably with 0.002% by weight.
  • H is very mobile in interstitial spaces in steel and can cause tears in the core, particularly in high-strength steels, when cooling from hot rolling.
  • the presence of H cannot be completely avoided for technical reasons.
  • H is therefore reduced to a content of not more than 0.001% by weight, in particular not more than 0.0006% by weight, preferably not more than 0.0004% by weight, preferably not more than 0.0002% by weight.
  • Ca can optionally be added to the melt as a desulfurization agent and for targeted sulfide influencing in contents of up to 0.015% by weight, in particular up to 0.005% by weight. are given, which leads to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling.
  • the addition of calcium preferably also improves the cold-forming behavior. The effects described are effective from a content of 0.0005% by weight, which is why this limit can be selected as a minimum when using Ca.
  • AI can contribute to deoxidation in particular.
  • the alloy element is at a maximum of 2.0% by weight to ensure the best possible castability, in particular to a maximum of 1.0% by weight, preferably to a maximum of 0.5% by weight, preferably to a maximum of 0.3% by weight. % limited in order to substantially reduce and / or avoid undesirable precipitations in the material, in particular in the form of non-metallic oxidic inclusions, which can negatively influence the material properties.
  • Rare earth metals such as cerium, lanthanum, neodymium, praseodymium and others, which are abbreviated individually or in the following with SEM, can be added to the cover layers, preferably the second cover layer, of the multilayer composite as optional alloy elements in order to set S, P and / or 0 and to reduce or completely avoid the formation of oxides and / or sulfides and phosphorus segregations at grain boundaries. This can in particular reduce the risk of particles breaking out of the cover layers in the event of shelling of the safety steel or the impacting impact, which would mean a significant weakening of the material if the load is renewed.
  • contents of at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.0015% by weight are added when using SEM.
  • the SEM content is limited to a maximum of 0.01% by weight in order not to form too many additional precipitates, which can have a negative effect on the toughness.
  • a maximum of 0.005% by weight of SEM is preferably added.
  • Optional alloy elements the content of which in the top layers is below the specified minimum content, are to be seen as impurities, do not affect the material properties or only to a small extent and can therefore be tolerated.
  • the cover layers have a material thickness between 5% and 45%, in particular between 10% and 42%, preferably between 15% and 40%, particularly preferably between 20% and 38%, further preferably between 25 % and 35% per side based on the total material thickness of the wear steel or safety steel.
  • the total material thickness is between 2.0 and 120.0 mm, in particular between 3.0 and 50.0 mm, preferably between 5.0 and 30.0 mm, preferably between 6.5 and 20.0 mm.
  • the wear steel or safety steel can have a symmetrical or asymmetrical structure in relation to the specified top layer proportions.
  • the wear steel or safety steel is produced by means of plating, in particular roll plating, as described, for example, in German patent DE 10 2005 006 606 B3. Reference is made to this patent specification, the content of which is hereby incorporated into this application, with the manufacturing step of reeling into a coil being seen as an optional process step.
  • this takes place entirely in the form of a plate or sheet.
  • diffusion processes take place between the core layer and the cover layers, since in the boundary layer area of the cover layers, due to the migration of the carbon from the cover layers into the core layer, a kind of edge decarburization takes place in the cover layers, which locally results in a tougher area compared to the rest of the cover layers.
  • the diffusion processes also result in an essentially continuous and no abrupt transition of the material properties (hardness / strength) between the core layer and the cover layers.
  • the core layer when hot, advantageously has a reduced resistance to deformation compared to the cover layers due to the higher toughness, so that it deforms in the direction of the cover layers during hot-roll cladding or hot rolling, and in particular production-related defects, for example air pockets between the layers, can be closed by the rolled composite . This is particularly advantageous during later use or use, so that in the event of wear or impact loading, breakouts due to the defects cannot occur.
  • Metallic composite production is generally state of the art.
  • the steels of the cover layers of the wear steel or safety steel can have the same alloy components and thus give the wear steel or safety steel according to the invention an essentially symmetrical profile of properties over the total material thickness.
  • the steels of the cover layers can also have different alloy elements and thus give the wear steel or safety steel according to the invention an asymmetrical property profile over the total material thickness.
  • the steels for the cover layers in particular the steel for the first cover layer, preferably have a higher carbon content compared to the other, in particular with a difference of at least 0.03% by weight, in particular of at least 0.05% by weight preferably in the steel of the top layer, preferably the first top layer, with the higher carbon content, which can preferably be between 0.45 to 0.65% by weight, to set a higher hardness, which in later use on the stressed side (shot side or is used or placed on the side of the abrasive action), whereas the steel of the cover layer, preferably the second cover layer, on the side facing away from the stress due to a low carbon content, which is preferably 0.35 to 0.50% by weight.
  • the alloy element nickel can have a positive effect on toughness, so that Ni in the steel with the low carbon content (0.35 to 0.50% by weight), in particular in the second top layer, preferably with a content between 0.5 and 2 .0% by weight, in particular between 0.7 and 1.8% by weight, preferably between 1.0 and 1.5% by weight.
  • Ni can optionally have a content of at most 0.5% by weight, in particular at most 0, 3% by weight, the steel of the first cover layer being either free of Ni or having a Ni content which is at least 50%, preferably at least 80%, particularly preferably at least 95% lower than that of the steel of the second cover layer .
  • the steel material composite according to the invention is hardened by accelerated cooling.
  • the accelerated cooling takes place directly after hot roll cladding or hot rolling without prior cooling from the rolling heat.
  • the cooling is ended at a so-called cooling stop temperature which is below the martensite start temperature Ms of the cover layers, preferably below the martensite finish temperature Mf of the cover layers or at a maximum of 100 ° C. above room temperature, in particular at the lower of the two Temperatures Mf and room temperature + 100 ° C.
  • the hardening can also take place as follows: after hot rolling, the material first cools to temperatures below 500 ° C. in order to avoid undesirable effects such as grain growth or coarsening of separations to avoid fertilizing.
  • the cooling can be done both in the coil or as a plate in air and by exposure to a cooling medium such. B. water or oil take place.
  • cooling to below 100 ° C. is preferred, particularly preferably to a temperature near room temperature.
  • the steel material composite is then at least partially austenitized and heated to a temperature of at least A cl of the cover layers. A complete austenitization and a corresponding heating to at least A c3 of the cover layers are preferably carried out.
  • the austenitizing temperature is limited to a maximum of 1100 ° C, to avoid undesired austenite grain growth, preferably to a maximum (Ac3 + 200 ° C) of the steel of the second cover layer, particularly preferably to a maximum (Ac3 + 100 ° C) of the steel of the second cover layer .
  • a Cl the structure begins to convert to austenite and is in particular completely austenitic when temperature A C3 is exceeded.
  • a Cl and A C3 are characteristic values that depend on the composition (alloy components / concept) of the steel used and can be taken from so-called ZTA or ZTU diagrams.
  • ZTA ZTA or ZTU diagrams.
  • austenite start, Ms an alloy-dependent temperature
  • Mf an alloy-dependent temperature
  • the steel material composite is accelerated for hardening to a cooling stop temperature of less than 300 ° C., preferably less than 200 ° C., particularly preferably less than 100 ° C. above room temperature.
  • the steel composite can then be tempered to increase the toughness, with the temperature and duration of the tempering treatment being selected depending on the alloy of the cover layers and the desired tempering effect.
  • the processes for tempering treatment correspond to the usual procedures disclosed in the prior art for single-layer materials for an alloy concept which corresponds to the respective cover layer, in particular the alloy concept of the first cover layer of the steel material composite according to the invention.
  • the steel material composite has the following structural structures in its layers:
  • the cover layers essentially consist of martensite or tempered martensite, which in particular makes up at least 70%, preferably at least 80%, particularly preferably at least 90% of the structure.
  • Other components of the structure can consist individually or in combination of ferrite, pearlite, bainite, cementite and / or austenite.
  • the structure can have a proportion of 2 to 10%, in particular 3 to 8%, of austenite, which convert to deformation-induced martensite in a later load and thus increase the clarity of the top layer (s), in particular the first top layer can.
  • a content of at least 5% bainite can be specifically set in the cover layers or at least in the second cover layer in order to increase the resistance to crack propagation.
  • the maximum content of bainite results from the respective proportions of martensite and austenite.
  • the structure is preferably free of cementite.
  • the austenite and bainite fractions can be adjusted by a suitable combination of chemical composition and cooling stop temperature. In the case of an optional tempering at temperatures up to 300 ° C, in particular up to 250 ° C, preferably up to 200 ° C, the set structural components only change in such a way that the martensite is converted into tempered martensite.
  • the alloy composition, in particular the contents of the elements Ti, Nb and B, and the austenitizing treatment are preferably matched to one another in such a way that an average former austenite grain size of at most 0.1 mm , in particular at most 0.05 mm, preferably at most 0.03 mm, preferably at most 0.02 mm, particularly preferably at most 0.015 mm pm.
  • the alloy composition, in particular the contents of the elements Ti, Nb and B, and the austenitizing treatment are preferably matched to one another in such a way that an average former austenite grain size of at most 0.1 mm, in particular at most 0.05 mm, preferably at most 0.03 mm, preferably at most 0.02 mm, particularly preferably at most 0.015 mm.
  • the core layer can essentially consist of martensite or tempered martensite, which in particular makes up at least 70%, preferably at least 80%, particularly preferably at least 90% of the structure.
  • Other components of the structure can consist individually or in combination of ferrite, pearlite, bainite, cementite and / or austenite.
  • the structure can have a proportion of 1 to 5%, preferably up to a maximum of 3%, austenite, which increases the toughness of the core layer. Ferrite and / or bainite can be adjusted if the hardness of the core layer is less relevant than its toughness.
  • minimum contents of up to a maximum of 5% for ferrite and / or bainite can be aimed for in this embodiment.
  • the respective maximum levels of ferrite and / or bainite result from the respective proportions of martensite and austenite.
  • the austenite and bainite fractions can be adjusted by a suitable combination of chemical composition and cooling stop temperature.
  • the ferrite content can be adjusted by choosing an austenitizing temperature between Acl and Ac3 of the steel of the core layer.
  • a reduced quenching speed can promote the formation of ferrite and / or bainite in the core layer, particularly in the case of large sheet thicknesses.
  • the core layer can alternatively consist essentially of ferrite and / or pearlite and / or bainite with optional cementite precipitates, while martensite is only present in a small proportion, in particular up to 30%, or is avoided entirely.
  • a lower C content of 0.001-0.1% by weight, in particular within the limits specified above for the core layer, must be selected and the other alloying elements adjusted so that the desired microstructures are given in the cooling processes given by the cover layers - adjust shares.
  • the structural components mentioned in% relate to, with the exception of the information on the contents of austenite, which are usually determined by X-ray diffractometry and are therefore given in vol .-%, on the surface considered in the section.
  • the mean former austenite grain size is preferably determined using the ARPGE software.
  • the individual layers When loading the multi-layer wear or safety steel according to the invention, the individual layers have the following functions:
  • the first cover layer Due to its high hardness, the first cover layer has an increased resistance to abrasive wear or, due to its high hardness, has a high penetration resistance and is suitable for breaking an impacting projectile or expanding its scope.
  • the core layer absorbs the energy due to its high toughness in the event of abrupt wear and tear, or if it is shot or blasted. If cracks occur in the first cover layer due to overstressing, these can be stopped by the high resistance of the core layer to crack propagation, without the component affected failing. Since increased toughness is usually accompanied by reduced hardness, the core layer is designed, for example, so that it has a hardness that is 50 HV10 lower than that of the second cover layer. In particular, the difference in hardness between these layers (second cover layer to core layer) is set to at least 70 HV10, preferably to at least 100 HV10, preferably to at least 130 HV10, particularly preferably to at least 150 HV10.
  • the second cover layer is necessary in order to prevent the projectiles or projectile fragments braked, broken and / or widened from the previous layers from being penetrated completely by the steel material composite in the event of a bombardment.
  • the second cover layer is necessary to limit the deformation of the steel material composite: while the first cover layer may have cracks after usual loads and therefore no longer contributes to stiffening the component, this prevents it In comparison to the core layer, the elastic limit of the second cover layer is significantly increased and the plastic deformation remains too large.
  • the steel material composite according to the invention is suitable as safety steel for the production of components for protecting living beings, objects and devices, in particular buildings or vehicles against ballistic threats or blasting or for protection against high-speed machines with the risk of components flying off.
  • the safety steel can be used individually or as a component in a multi-part protection system used or used. Due to the excellent properties and in particular economical production, safety steels according to the invention can in particular replace existing concepts, for example expensive ballistic ceramics in the production. Due to the excellent properties, especially in terms of hardness and toughness, and associated with a potential weight savings, the security steel according to the invention can also protect against threats in the aviation industry, such as. B. used in airplanes or helicopters.
  • the steel material composite according to the invention is suitable as wear steel for the production of components which are exposed to abrasive wear loads in combination with impact wear loads, in particular for impact surfaces in mining and transport applications. Due to the excellent properties, wear steels according to the invention can be subjected to a permanent or dynamic deformation load in addition to the impact load, without failing prematurely.
  • Other areas of application can be: in the agricultural sector, for example coulters or ploughshare, components in refuse vehicles, tread (s) for large roller bearings, for example in construction cranes and towers for armored vehicles.
  • the single figure shows a schematic sectional view through a wear steel or safety steel (1) according to the invention.
  • the three-layer wear steel or safety steel (1) according to the invention comprises two cover layers (1.2, 1.3) made of steel, of which at least one, preferably both in the hardened or tempered state, has at least a hardness of 550 HV10, in particular at least a hardness of 600 HV10, preferably at least a hardness of 650 HV10, especially has at least a hardness of 700 HV10 and a core layer (1.1) between the two cover layers (1.2, 1.3) made of a material that is softer than the cover layers (1.2, 1.3) in the hardened or tempered state, which has a hardness (in hardened or tempered state) of a maximum of 550 HV10, in particular a maximum of 530 HV10, preferably a maximum of 510 HV10.
  • the direction of loading is indicated in the direction of the arrow shown in FIG. 1.
  • the core layer (1.1) consists of Fe and, due to the manufacturing process, unavoidable impurities in% by weight
  • C 0.001 to 0.25%, in particular 0.1 to 0.25%, preferably 0.15 to 0.22%, optionally Si: to 1.2%, in particular 0.03 to 1.2%, preferably 0 , 1 to 0.6%,
  • Mn 0.1 to 2.5%, in particular 0.1 to 1.8%, preferably 0.6 to 1.3%,
  • optional P up to 0.05%, in particular 0.005 to 0.03%,
  • S up to 0.03%, in particular up to 0.01%, preferably up to 0.005%, preferably up to 0.003%, optionally N: up to 0.02%, in particular 0.001 to 0.015%, preferably 0.002 to 0.015%, preferably 0.002 to 0.010 %,
  • optional Cr up to 2.5%, in particular 0.05 to 2.5%, preferably 0.5 to 1.5%,
  • optional Cu up to 0.5%, in particular 0.005 to 0.5%,
  • optional Nb up to 0.2%, in particular 0.005 to 0.2%, preferably 0.005 to 0.1%, preferably 0.005 to 0.04%, particularly preferably 0.02 to 0.04%,
  • optional Ti up to 0.2%, in particular 0.005 to 0.2%, preferably 0.005 to 0.1%, preferably 0.005 to 0.04%, particularly preferably 0.02 to 0.04%,
  • optional V up to 0.2%, in particular up to 0.1%, preferably up to 0.05%,
  • W up to 0.2%, in particular up to 0.1%, preferably up to 0.05%,
  • optional Mo up to 1%, in particular 0.01 to 1%, preferably 0.01 to 0.3%,
  • Ni up to 5.5%, in particular up to 1.0%, preferably up to 0.5%, preferably up to 0.3%, optionally B: up to 0.01, in particular 0.0001 to 0.007%, preferably 0.001 to 0.007 %, optional Sn: up to 0.05%, in particular up to 0.04%,
  • optional O up to 0.005%, in particular up to 0.002%,
  • H up to 0.001%, in particular up to 0.0006%, preferably up to 0.0004%, preferably up to
  • optional Ca up to 0.015%, in particular 0.0005 to 0.015%, preferably 0.0005 to 0.005
  • optional AI up to 1.0%, in particular 0.02 to 0.6%, preferably 0.02 to 0.3%
  • optional SEM up to 0.01%, in particular up to 0.005%.
  • the top layers (1.2, 1.3) consist of Fe and, due to the manufacturing process, unavoidable impurities in% by weight
  • Si up to 1.2%, in particular 0.03 to 1.2%, preferably 0.05 to 0.6%, particularly preferably 0.10 to 0.6%,
  • Mn 0.1 to 2.5%, in particular 0.1 to 1.9%, preferably 0.6 to 1.5%,
  • optional P up to 0.05%, in particular 0.005 to 0.03%,
  • optional N up to 0.02%, in particular 0.001 to 0.015%
  • optional Cr up to 3.5%, in particular 0.1 to 2.5%, preferably 0.5 to 2.0%, preferably 0.7 to 2.0%,
  • optional Cu up to 0.5%, in particular 0.005 to 0.5%,
  • optional Nb up to 0.2%, in particular up to 0.1%, preferably up to 0.04%,
  • optional Ti up to 0.2%, in particular up to 0.1%, preferably up to 0.04%,
  • optional V up to 0.8%, in particular 0.04 to 0.25%, preferably 0.06 to 0.2%
  • optional W up to 1.5%, in particular up to 1.3%, preferably up to 0.7 %, preferably up to 0.2%, more preferably up to 0.1%, particularly preferably up to 0.44%,
  • optional Mo up to 1.5%, in particular up to 0.5%, preferably up to 0.3%,
  • optional Ni up to 5.5%, in particular up to 2.0%, preferably up to 1.5%,
  • optional B up to 0.01%, in particular up to 0.007%,
  • optional Sn up to 0.05%, in particular up to 0.04%,
  • optional O up to 0.005%, in particular up to 0.002%,
  • H up to 0.001%, in particular up to 0.0006%, preferably up to 0.0004%, preferably up to
  • optional Ca up to 0.015%, in particular 0.0005 to 0.005%,
  • the material thickness of the cover layers can be between 5% and 45%, in particular between 10% and 42%, preferably between 15% and 40%, particularly preferably between 20% and 38%, further preferably between 25% and 35% per side based on the total material thickness of the wear steel or safety steel (1).
  • a safety steel or wear steel according to the invention was produced from commercially available steel flat products by hot-roll cladding and had a three-layer steel material composite.
  • the first cover layer (1.2) was a steel consisting of Fe and, due to the production, unavoidable impurities in% by weight of C: 0.45 to 0.60%, Si: 0.15 to 0.3%, Mn: 0.70 to 1.0%, P: up to 0.03%, S: up to 0.01%, AI: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.80 to 1.2%, Cu: 0.15 to 0 , 3%, Nb: up to 0.04%, Mo: up to 0.3%, N: up to 0.015%, Ti: up to 0.02%, V: 0.04 to 0.25%, Ni: up to 1, 5%, W: up to 0.007%, H: up to 0.0004%, 0: up to 0.002%, Ca: up to 0.005%, the second cover layer (1.3) was a steel consisting of Fe and, due to the manufacturing process, unavoidable impur
  • sheet metal blanks with two cover layers and a core layer arranged between them were stacked on top of one another, which were bonded to one another at least in regions along their edges, preferably by welding to form a preliminary bond.
  • the preliminary composite was brought to a temperature of approx. 1100 ° C. and hot-rolled in several steps to a steel composite with a total material thickness of 5 mm.
  • the boards which had a size of 6000 mm x 2000 mm, were based on the austenitizing temperature, in particular above A c3, based on the cover layers, in particular based on the
  • the first cover layer was heated and heated in an oven for approx. 180 min each and then quenched in the cover layers to set the desired hardness (hardening).
  • the blanks were clamped in a cooling unit, a so-called quette, in order to ensure an essentially warp-free thermal treatment.
  • the deterrence was carried out by exposure to water. Other liquid deterrent media can also be used.
  • the cooling rates in the top layers of the steel material composite were checked by previously inserted thermocouples and were> 20 K / s.
  • the cover layers and the core layer of the safety steel or wear steel according to the invention or of the component produced had a structure of predominantly martensite and / or bainite, in particular essentially martensite.
  • the martensite was finer in the cover layers.
  • a hardness test was carried out and a hardness curve of approx. 740 HV10 in the first top layer with the higher C content, 470 HV10 in the core layer and 680 HV10 in the second top layer determined over the total material thickness. Accordingly, the safety steel or wear steel had an asymmetrical property profile across the total material thickness.
  • the hardened steel composite can be used as a component for ballistic or abrasive purposes.
  • the safety steel or wear steel can be formed as a component before, during or after heating for hardening.
  • the component can also be shaped in the course of hardening in a shaping tool and quenched simultaneously or in immediate sequence.
  • the component made of the manufactured safety steel or wear steel in the hardened state can undergo (further) heat treatment, which, however, should be coordinated in such a way that the properties set by the hardening do not deteriorate in the component, in particular a heat treatment is carried out which is below the Excludes hardness of 600 HV10, especially 620 HV10, preferably 650 HV10 in the top layers.
  • the heat treatment can be carried out, for example, in the course of baking paint at a temperature, for example up to 250 ° C., for up to two hours.
  • the heat treatment can also include tempering or tempering at moderate temperatures, for example up to a maximum of 300 ° C., in particular up to a maximum of 250 ° C., preferably up to a maximum of 200 ° C.
  • tempering or tempering at moderate temperatures for example up to a maximum of 300 ° C., in particular up to a maximum of 250 ° C., preferably up to a maximum of 200 ° C.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl aus einem dreilagigen Stahlwerkstoffverbund. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils für den ballistischen oder abrasiven Einsatz.

Description

Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl sowie ein Verfahren zur Herstellung eines
Bauteils
Technisches Gebiet (Technical Field)
Die Erfindung betrifft ein Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl aus einem dreilagigen Stahl werkstoffverbund. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils für den ballistischen oder abrasiven Einsatz.
Technischer Hintergrund (Background Art)
Die aus dem Stand der Technik bekannten Verschleißstähle und Sicherheitsstähle sind für ihren Einsatzzweck auf Härten von 400 HV10 und mehr gehärtet und weisen dement- sprechend eine hohe Festigkeit in Verbindung mit einer eingeschränkten Duktilität auf. Die bei einem Sicherheitsstahl erforderliche hohe Härte zielt auf einen hohen Eindringwiderstand gegenüber einem auftreffenden Geschoss ab, wobei sich das Geschoss nach dem Aufprall in seinem Durchmesser aufweitet, wodurch Energie abgebaut und die Eindringtiefe minimiert wird. Die bei einem Verschleißstahl erforderliche hohe Härte zielt auf einen ausreichend hohen Widerstand gegen abrasiven Verschleiß ab, wobei eine hohe Zähigkeit für den Fall der Prallbelastung erforderlich ist.
Die Eigenschaften, welche erforderlich sind, um den Anforderungen an hohe Härten und hohe Zähigkeiten gerecht zu werden, sind konträr und können in der Regel nur durch Werkstoff- verbunde bereitgestellt werden. Die im Wesentlichen gegensätzlichen Eigenschaften können im Verbund vereint werden, um verbesserte Eigenschaften, insbesondere hinsichtlich Härte und Zähigkeit im Werkstoffverbund zu erzielen. Derartige Werkstoffverbunde insbesondere aus unterschiedlichen Stählen sind im Stand der Technik bekannt, beispielsweise aus der euro- päischen Offenlegungsschrift EP 2 123 447 Al .
Bestehende Stahlwerkstoffverbund-Konzepte können weiter optimiert werden, insbesondere hinsichtlich der Reduzierung der Werkstoffverbunddicke bei im Wesentlichen gleichbleibenden Eigenschaften, um Gewicht einzusparen, oder bei gleichbleibender Werkstoffverbunddicke mit verbesserten Eigenschaften, insbesondere um auch höheren Beanspruchungen standhalten zu können. Zusammenfassung der Erfindung (Summary of Invention)
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, einen Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl bereit zu stellen, welcher gleichbleibende Eigenschaften und im Vergleich zum Stand der Technik reduzierte Werkstoffverbunddicke oder verbesserte Eigenschaften im Vergleich zum Stand der Technik aufweist.
Gelöst wird diese Aufgabe durch einen Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl aus einem dreilagigen Stahlwerkstoffverbund mit den Merkmalen des Patentanspruchs l .
Erfindungsgemäß ist vorgesehen, dass der Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl aus einem dreilagigen Stahlwerkstoffverbund eine Kernlage aus einem Stahl, welcher neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0,25 %,
optional Si: bis 1,2 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional P: bis 0,05 %,
S: bis 0,03 %,
optional N: bis 0,02 %,
optional Cr: bis 2,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,2 %,
optional Ti: bis 0,2 %,
optional V: bis 0,2 %,
optional W: bis 0,2 %,
optional Mo: bis 1 %,
optional Ni: bis 5,5 %,
optional B: bis 0,01 %,
optional Sn: bis 0,05 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional 0: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %,
optional Ca: bis 0,015 %,
optional AI: bis 1,0 %,
optional SEM: bis 0,01%, besteht, und zwei stoffschlüssig mit der Kernlage verbundene Decklagen, wobei die der Belastung zugewandte Seite als erste Decklage und die der Belastung abgewandte Seite als zweite Decklage bezeichnet wird, wobei jede der Decklagen aus jeweils einem Stahl, welcher neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,35 bis 0,65 %,
optional Si: bis 1,2 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional P: bis 0,05 %,
S: bis 0,03 %,
optional N: bis 0,02 %,
optional Cr: bis 3,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,2 %,
optional Ti: bis 0,2 %,
optional V: bis 0,8 %,
optional W: bis 1,5 %,
optional Mo: bis 1,5 %,
optional Ni: bis 5,5 %,
optional B: bis 0,01 %,
optional Sn: bis 0,05 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional 0: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %,
optional Ca: bis 0,015 %,
optional AI: bis 2,0 %,
optional SEM: 0,01%
besteht, umfasst.
Durch das Zusammenspiel der Legierungselemente zwischen den einzelnen Lagen im Stahl werkstoffverbund kann in der Kernlage eine im Vergleich zu den Decklagen höhere Zähigkeit eingestellt werden, wobei eine hohe Härte in den Decklagen, insbesondere im gehärteten Zustand des Sicherheitsstahls bzw. Verschleißstahls eingestellt werden kann. Somit kann ein Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl mit hoher Härte und hoher Zähigkeit bereitgestellt werden. Die im Folgenden beschriebenen Eigenschaften können hierbei dadurch erreicht werden, dass für erste und zweite Decklage die gleiche oder eine sehr ähnliche Zusammensetzung (bei spielsweise aus unterschiedlichen Schmelzen der gleichen Sollzusammensetzung) gewählt wird. Bevorzugt werden für die erste und zweite Decklage unterschiedliche chemische Zusammensetzungen gewählt, um die im Folgenden beschriebenen Merkmale der jeweiligen Lage besonders gut erfüllen zu können.
Die Zähigkeit der einzelnen Lagen eines mehrlagigen Verbundwerkstoffes ist experimentell nur schwer zu bestimmen. Wird dies gewünscht, müssen die einzelnen Lagen mechanisch oder thermisch voneinander getrennt und separat geprüft werden. Bei entsprechender Dicke der einzelnen Lagen bietet sich hierbei für die Zähigkeitsbestimmung die übliche zerstörende Prüfung im Kerbschlagbiegeversuch nach DIN EN ISO 148-1:2010 an. Bei dünneren Lagen, wie beispielsweise den Decklagen bei relativ geringer Dicke des Mehrlagenverbundes, ist eine solche Zähigkeitsprüfung technisch kaum mehr möglich, da die dann zu dünne Probe während der Prüfung ausknicken könnte. Daher wird zur Abschätzung der Zähigkeits eigenschaften das Merkmal der mittleren ehemaligen Austenitkorngröße nach DIN EN ISO 643:2012 verwendet. Unter der mittleren ehemaligen Austenitkorngröße wird hierbei der gemäß DIN EN ISO 643:2012 bestimmte mittlere Durchmesser des ehemaligen Austenitkorns verstanden. Bei nicht runden Austenitkörnern wird die Fläche des Austenitkorns betrachtet und der äquivalente Durchmesser so angegeben, dass sich ein rundes Korn mit diesem Durchmesser den gleichen Flächeninhalt aufweist. Bevorzugt wird die mittlere ehemalige Austenitkorngröße im Querschliff ermittelt, wobei ein Querschliff so definiert ist, dass die Walzrichtung orthogonal zur im Schliff betrachteten Fläche liegt und daher die Walzrichtung parallel zur Blickrichtung liegt. Versuche haben gezeigt, dass das im Folgenden beschriebene trotz hoher Härte noch recht zähe Materialverhalten insbesondere der Decklagen gut mit diesem Merkmal korreliert. Sofern eine einwandfreie mikroskopische Bestimmung nicht möglich war, wurde auf die Software ARPGE zurückgegriffen und eine Austenitkornrekonstruktion auf Basis der EBSD-Technik durchgeführt. Die angewandte Methode wurde erstmals im Artikel„Reconstruction of parent grains from EBDS data“ von C. Cayron et al. im Jahre 2006 publiziert, s. „Materials Characterization 57“, S. 386-401. Eine weitere Beschreibung der Methode erfolgte im Jahre 2007 von C. Cayron: „ARPGE: a Computer program to automatically reconstruct the parent grains from electron backscatter diffraction data“, veröffentlicht im Journal of Applied Crystallography, ISSN 0021-8898, S. 1183-1188. Unter gehärtetem Zustand ist erfindungsgemäß gemeint, dass der Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl einer Wärmebehandlung unterzogen wird, wobei der Stahlwerkstoffverbund zunächst auf eine Temperatur von mindestens Acl-Temperatur des Stahls der ersten Decklage erwärmt wird, vorzugsweise auf eine Temperatur von mindestens Ac3-Temperatur des Stahls der ersten Decklage, bevorzugt auf eine Temperatur, welche nicht geringer als die Ac3- Temperatur des Stahls der ersten Decklage und des Stahls der zweiten Decklage ist, besonders bevorzugt auf eine Temperatur, welche nicht geringer als die Ac3-Temperatur des Stahls der ersten Decklage, des Stahls der zweiten Decklage und des Stahls der Kernlage ist, und anschließend abgeschreckt wird, derart, dass sich zumindest in der ersten Decklage ein Härtegefüge einstellt, welche mindestens eine Härte von 700 HV10, insbesondere mindestens eine Härte von 720 HV10, vorzugsweise mindestens eine Härte von 750 HV10, besonders bevorzugt mindestens eine Härte von 780 HV10 aufweist. Hierbei stellt sich für die zweite Decklage eine Härte von mindestens 550 HV10, insbesondere mindestens 600 HV10, vorzugsweise mindestens 650 HV10, besonders bevorzugt mindestens 700 HV10, ein. In einer weiteren Ausführung der Erfindung kann der Mehrlagenverbund nach dem Härten noch angelassen, also insgesamt in den vergüteten Zustand überführt werden. Die Anlass- temperatur und -dauer sind hierbei so zu wählen, dass sich zumindest die Härte der ersten Decklage nicht zu stark verringert. Insbesondere wird eine Härteverringerung von maximal 100 HV10, besonders bevorzugt von maximal 70 HV10 toleriert. Der Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl kann im gehärteten Zustand als Bauteil für ballistische bzw. abrasive Zwecke eingesetzt werden.
HV entspricht der Vickers-Härte und wird nach DIN EN ISO 6507-1:2005 ermittelt. Was unter „Härten“ und „Vergüten/Anlassen“ verstanden wird, ist in der DIN EN ISO 4885:2017 geregelt.
Der erfindungsgemäße Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl kann band-, platten- oder blech- förmig ausgeführt sein respektive der Weiterverarbeitung zugeführt werden. Bevorzugt ist der oben beschriebene dreilagige Stahlwerkstoffverbund im ebenen Zustand gehärtet oder ver- gütet, da hierdurch die im Folgenden beschriebenen Eigenschaften besonders homogen eingestellt werden. Zudem erlaubt der ebene Zustand des dreilagigen Stahlwerkstoffverbunds einen sehr schnellen, automatisierten Transport des Werkstoffverbundes von einem Austenitisierungsaggregat in ein Abschreckaggregat, wobei Austenitisieren und Abschrecken sowohl kontinuierlich an Bändern als auch an einzelnen Blechen oder Platten erfolgen kann. Bevorzugt werden diese Prozesse in Öfen und direkt an diese angeschlossenen Quetten durchgeführt, welche über einen kontinuierlichen Materialtransport, vorzugsweise über Rollen verfügen. Ein besonderer Vorteil dieser Vorgehensweise ist, dass der dreilagige Stahlwerk- stoffverbund im ebenen Zustand seine endgültigen Eigenschaften erreicht, sodass der Endanwender diese nur noch entsprechend beschneiden, ggf. kalt umformen und einbauen muss, ohne über entsprechende Austenitisierungs- und / oder Abschreckaggregate verfügen zu müssen. Die Bearbeitungsschritte umfassen daher mindestens ein Beschneiden oder ein Kaltumformen, um ein Bauteil zu erhalten. Denkbar ist es auch, das an dem Bauteil anschließend eine Wärmebehandlung durchgeführt wird, wobei die Wärmebehandlung in Temperatur und Dauer derart abgestimmt sein sollten, dass ein Unterschreiten einer vorgegebenen Mindesthärte in einer oder beiden Decklagen ausgeschlossen wird. In diesen Prozessen des Endanwenders werden die Materialeigenschaften des Stahlwerkstoffverbunds nicht oder nur in geringem Maße verändert, was eine Qualitätssicherung schon im ebenen Zustand des Stahlwerkstoffverbunds ermöglicht. Insofern grenzt sich die vorliegende Erfin dung klar von den etablierten Methoden der Warmumformung z. B. im Bereich der Trag- und Crashstrukturen im Karosseriebau für Personenwagen ab, wie sie beispielsweise in der EP 2 886 332 Al auch für mehrlagige Stahlwerkstoffverbunde offenbart werden, zumal im oben genannten Anwendungsbereich üblicherweise deutlich geringere Verbunddicken zum Einsatz kommen, die für Sicherheitsstahl- oder Verschleißstahlanwendungen nicht geeignet sind.
Die Legierungselemente des Stahls der Kernlage sind wie folgt angegeben:
C ist ein festigkeitssteigerndes Legierungselement und trägt mit zunehmendem Gehalt zur Härtesteigerung bei, indem es entweder als interstitielles Atom im Austenit gelöst vorliegt und bei der Abkühlung zur Bildung härteren Martensits beitragen oder mit Fe, Cr, Ti, Nb, V und/oder W Karbide bildet, die einerseits härter als die umgebende Matrix sein können oder diese zumindest so verzerren können, dass die Härte der Matrix steigt. C ist daher mit Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0, 1 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0, 15 Gew.-% vorhanden, um eine gewünschte Härte zu erreichen bzw. einzustellen. Die hier eingestellte Härte gewährleistet, dass auch die Kernlage zur Erhöhung der Beschuss- bzw. Verschleißfestigkeit des Verbundwerkstoffes beiträgt, wenn auch in deutlich geringerem Maße als die Decklagen. Darüber hinaus kann die Kernlage auch ausschließlich auf Zähigkeit ausgelegt sein und hierfür nur wenig Kohlenstoff aufweisen. Da die Kernlage im Wesentlichen zur Erhöhung der Zähigkeit des Stahlwerkstoffverbundes beitragen soll, ist der Gehalt auf maximal 0,25 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,22 Gew.-% beschränkt.
Si ist ein optionales Legierungselement, das zur Mischkristallhärtung beitragen und sich je nach Gehalt positiv in einer Härtesteigerung auswirken kann, so dass ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,03 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0, 1 Gew.-% vorhanden sein kann. Bei geringeren Gehalten ist eine Wirksamkeit von Si nicht klar nachweisbar, Si wirkt sich aber auch nicht negativ auf die Eigenschaften des Stahls aus. Wird dem Stahl zu viel Silizium zugegeben, hat dies einen negativen Einfluss auf die Schweißbarkeit, das Verformungs- vermögen und die Zähigkeitseigenschaften. Daher ist das Legierungselement auf maximal 1,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,6 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Walzbar- keit sicherzustellen. Zudem kann Si zur Desoxidation des Stahls verwendet werden, falls der Einsatz von AI beispielsweise vermieden werden soll, um eine unerwünschte Abbindung z. B. bei Vorhandensein von N zu vermeiden.
Mn ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt, und wird insbesondere zum Ab- binden von S zu MnS eingesetzt, so dass ein Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-%, insbeson- dere mindestens 0,6 Gew.-% vorhanden ist. Mangan setzt die kritische Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Das Legierungselement ist auf maximal 2,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,8 Gew.-%, um eine ausreichende Schweißbarkeit und ein gutes Umformverhalten sicherzustellen. Zudem wirkt Mn stark seigernd und ist daher vorzugsweise auf maximal 1,3 Gew.-% beschränkt.
P kann als Eisenbegleiter vorhanden sein, der sich stark zähigkeitsmindernd auswirkt und in Verschleiß- oder Sicherheitsstählen üblicherweise zu den unerwünschten Begleitelementen zählt. Um seine festigkeitssteigernde Wirkung zu nutzen, kann es optional mit Gehalten insbesondere von mindestens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. P kann aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwindigkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Aus diesen genannten Gründen wird das Element auf maximal 0,05 Gew.-%, insbe- sondere auf maximal 0,03 Gew.-% begrenzt.
S weist als unerwünschtes Begleitelement im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und bildet unerwünschtes FeS, weswegen es durch Mn abgebunden werden muss. Der S-Gehalt wird daher auf maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,01 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,005 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,003 Gew.-% eingeschränkt. N kann als optionales Legierungselement eine ähnliche Wirkung wie C entfalten, denn seine Fähigkeit zur Nitridbildung kann sich positiv auf die Festigkeit auswirken. Bei Anwesenheit von AI bilden sich Aluminiumnitride, die die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern. Um die zuvor beschriebene Wirkung zu entfalten, kann es optional in Gehalten insbesondere von mindestens 0,001 Gew.-% zulegiert werden. Aus wirtschaftlichen Gründen werden Gehalte vorzugsweise von mindestens 0,002 Gew.-% bevorzugt. Der Gehalt ist auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt. Bevorzugt wird ein maximaler Gehalt von 0,015 Gew.-%, insbesondere ein maximaler Gehalt von 0,010 Gew.-% eingestellt, um bei Vorhandensein von Ti die unerwünschte Bildung grober Titannitride zu vermeiden, die sich negativ auf die Zähigkeit auswirken würden. Zudem wird bei Einsatz des optionalen Legierungselements Bor dieses von Stickstoff abgebunden, falls der Aluminium- oder Titangehalt nicht hoch genug bzw. nicht vorhanden ist.
Cr kann als optionales Legierungselement je nach Gehalt auch zur Einstellung der Festigkeit, insbesondere positiv zur Härtbarkeit beitragen, mit einem Gehalt insbesondere von min- destens 0,05 Gew.-%. Zudem kann Cr allein oder in Kombination mit anderen Elementen als Karbidbildner eingesetzt werden. Wegen der positiven Wirkung auf die Zähigkeit des Materials, insbesondere auf die Zähigkeit der Kernlage kann der Cr-Anteil bevorzugt auf mindestens 0,5 Gew.-% eingestellt werden. Das Legierungselement ist aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 2,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,5 Gew.-% beschränkt, um eine aus- reichende Schweißbarkeit sicherzustellen.
Cu als optionales Legierungselement kann mit einem Gehalt insbesondere von 0,005 Gew.-% bis 0,5 Gew.-% zu einer Härtesteigerung beitragen.
Ti, Nb, V und/oder W können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung zulegiert werden, zudem können sie zur Abbindung von N verwendet werden. Vor allem aber können diese Elemente als Mikrolegierungselemente eingesetzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können Ti, Nb, V und/oder W mit Gehalten von jeweils oder in Summe mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt werden. Um eine entsprechende Wirkung zu erzielen, wird insbesondere ein Gehalt von in Summe mindestens 0,010 Gew.-% zulegiert. Zur vollständigen Abbindung von N durch Ti wäre der Gehalt an Ti mit mindestens 3,42*N vorzusehen. Um eine deutliche Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungsbildung erreichen zu können, wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,02 Gew.-% Ti, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-% Nb, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-% V und/oder insbe- sondere mindestens 0,02 Gew.-% W eingesetzt, wobei der Einsatz von Ti und/oder Nb bevorzugt wird, da diese Legierungselemente einen besonders hohen Beitrag zur Kornfeinung liefern können, was neben der Festigkeitssteigerung auch die Zähigkeit der Kernlage erhöhen kann. Nb ist auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0, 1 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,04 Gew.-%, Ti ist auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0, 1 Gew.- %, bevorzugt auf maximal 0,04 Gew.-%, V ist auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0, 1 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 0,05 Gew.-% und W ist auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0, 1 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 0,05 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Materialeigenschaften, insbe- sondere sich negativ auf die Zähigkeit des Kernlage auswirken können.
Mo kann optional zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zu- legiert werden. Des Weiteren wirkt sich Mo positiv auf die Zähigkeitseigenschaften aus. Mo kann als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Verbesserung der Zähigkeit einge- setzt werden. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten, kann ein Gehalt insbe- sondere von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0, 1 Gew.-% zulegiert werden. Aus Kostengründen wird der Maximalgehalt auf 1 Gew.-%, bevorzugt auf 0,3 Gew.-% beschränkt.
Ni, welches optional mit bis zu maximal 5,5 Gew.-% zulegiert werden kann, kann positiv die Verformbarkeit des Materials, insbesondere die der Kernlage und damit verbunden die des Werkstoffverbundes beeinflussen. Durch eine Verringerung der kritischen Abkühlgeschwindig- keit erhöht Nickel darüber hinaus die Durchhärtung und Durchvergütung. Aus Kostengründen werden insbesondere Gehalte von maximal 2,5 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 1,5 Gew.- %, bevorzugt von maximal 1,0 Gew.-%, besonders bevorzugt von maximal 0,5 Gew.-%, weiter bevorzugt von maximal 0,3 Gew.-% eingestellt. Eine Wirkung des optionalen Legierungselements kann sich insbesondere ab 0, 1 Gew.-% entfalten, geringere Gehalte können toleriert werden und beeinflussen das Werkstoffverhalten nicht wesentlich.
B kann als optionales Legierungselement in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Ferrit/Bainit verzögern und die Härtbarkeit und Festigkeit verbessern, insbesondere wenn N durch starke Nitridbildner wie AI oder Nb abgebunden wird und kann mit einem Gehalt insbe- sondere von mindestens 0,0001 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-% vorhanden sein. Das Legierungselement ist auf maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,007 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Material eigenschaften, insbesondere bezogen auf die Zähigkeit an den Korngrenzen auswirken können.
Sn, As und/oder Co sind optionale Legierungselemente, die einzeln oder in Kombination, wenn sie nicht gezielt zur Einstellung spezieller Eigenschaften zulegiert werden, zu den Verunreinigungen gezählt werden können. Die Gehalte sind beschränkt auf maximal 0,05 Gew.-% Sn, insbesondere auf maximal 0,04 Gew.-% Sn, auf maximal 0,02 Gew.-% Co und auf maximal 0,02 Gew.-% As.
0 ist üblicherweise unerwünscht, kann in geringsten Gehalten insbesondere ab 0,0005 Gew.- % jedoch auch förderlich sein, da Oxidbelegungen insbesondere auf der Trennschicht zwischen Kern- und Decklage die Diffusion zwischen den bewusst unterschiedlich legierten Stählen behindert, wie beispielsweise in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2016 204 567 Al beschrieben. Der Maximalgehalt für Sauerstoff wird mit 0,005 Gew.-%, bevorzugt mit 0,002 Gew.-% angegeben.
H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbe- sondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Das Vorhandensein von H kann aus technischen Gründen nicht vollständig vermieden werden. H wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,0006 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,0004 Gew.-%, weiter bevorzugt auf maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.
Ca kann optional der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeein flussung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, bevorzugt bis zu 0,005 Gew.-% hinzugegeben werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalziumzugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten verbessert. Die beschriebenen Effekte sind ab Gehalten von 0,0005 Gew.-% wirksam, weswegen diese Grenze bei Einsatz von Ca als Minimum gewählt werden kann.
AI trägt insbesondere zur Desoxidation bei, weshalb optional ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,02 Gew.-% eingestellt werden kann. Das Legierungselement ist auf maximal 1,0 Gew.-% zur Gewährleistung einer möglichst guten Vergießbarkeit, insbesondere auf maximal 0,6 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,3 Gew.-% beschränkt, um unerwünschte Ausscheidungen im Material insbesondere in Form von nichtmetallischen oxidischen Ein- schlüssen im Wesentlichen zu reduzieren und/oder zu vermeiden, welche die Material eigenschaften negativ beeinflussen können. Beispielsweise ist der Gehalt zwischen 0,02 und 0,3 Gew.-% eingestellt. AI kann auch dafür eingesetzt werden, den im Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden.
Sind in der Kernlage Nb, B und AI, optional Ca in den vorgegebenen Grenzen vorhanden, können diese Legierungselemente unter anderem eine Kornfeinung bewirken. Die Korn- feinung ist ein Verfestigungsmechanismus, bei dem neben der Festigkeit auch die Zähigkeit angehoben werden kann. Dadurch kann eine ausreichend hohe Zähigkeit und somit eine, mit einer im Vergleich zu anderen aus dem Stand der Technik bekannten Kernlagen ähnlichen Härte, hohe Impuls- und Energieabsorption sowie einen hohen Widerstand gegenüber Rissausbreitung im Stahlwerkstoffverbund, insbesondere im Sicherheitsstahl bereitgestellt werden.
Seltenerdmetalle wie Cer, Lanthan, Neodym, Praseodym und andere, die im Folgenden einzeln oder in Summe mit SEM abgekürzt werden, können der Kernlage des Mehrlagen- verbunds als optionale Legierungselemente hinzugegeben werden, um S, P und/oder 0 abzu- binden und die Bildung von Oxiden und/oder Sulfiden sowie Phosphorsegregationen an Korngrenzen zu verringern bzw. ganz zu vermeiden und so die Zähigkeit zu erhöhen. Um eine erkennbare Wirkung zu erzielen, werden bei Einsatz von SEM Gehalte von mindestens 0,0005 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,0015 Gew.-% zulegiert. Der SEM-Gehalt wird auf maximal 0,01 Gew.-% begrenzt, um nicht zu viele zusätzliche Ausscheidungen zu bilden, was die Zähigkeit negativ beeinflussen kann. Insbesondere werden aus Kostengründen maximal 0,005 Gew.-% SEM zulegiert.
Optionale Legierungselemente, deren Gehalt in der Kernlage unterhalb des angegebenen Mindestgehaltes liegen, sind als Verunreinigungen zu sehen, beeinflussen die Werkstoff- eigenschaften nicht oder nur in geringem Maße und können daher toleriert werden.
Die Legierungselemente des Stahls der Decklagen sind wie folgt angegeben:
C ist ein festigkeitssteigerndes Legierungselement und trägt mit zunehmendem Gehalt zur Festigkeitssteigerung bei, so dass ein Gehalt von mindestens 0,35 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,40 Gew.-% vorhanden ist, um die gewünschte Festigkeit bzw. klärte im Stahlwerkstoffverbund zu erreichen bzw. einzustellen. Die maximale Aufhärtbarkeit von Stählen ist bei Abschreckung auf Raumtemperatur bei ca. 0,65 Gew.-% Kohlenstoff erreicht, so dass der Gehalt auf maximal 0,65 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,60 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,58 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 0,55 Gew.-% beschränkt ist. Die Beschränkung auf die vorgenannten Gehalte beeinflusst die Material- eigenschaften der Decklagen nicht negativ, insbesondere geht eine Kohlenstofferhöhung mit einer Sprödigkeitszunahme bzw. Zunahme der Rissanfälligkeit einher. Der weitere Vorteil den C-Gehalt der Decklagen in den vorgenannten Grenzen einzustellen ist, dass beim klärten ein Restaustenitanteil im Gefüge kontrolliert eingestellt werden kann und vor dem Hintergrund der Schweißbarkeit insbesondere der CEV-Wert (carbon equivalent value) bzw. CET-Wert (carbon equivalent thyssen) gering gehalten werden kann. Die Definition bzw. Berechnung dieser Werte ist auf wikipedia unter dem Begriff Kohlenstoffäquivalent zu finden.
Da die erste Decklage der Beanspruchung zugewandt ist, also im Falle des Sicherheitsstahls den ersten Aufprallpunkt eines Projektils und im Falle des Verschleißstahls die abrasiv belastete Fläche darstellt, ist für diese eine besonders hohe Härte von Vorteil. Aus diesem Grund und um zugleich eine erhöhte Zähigkeit auf der belastungsabgewandten Seite zu erzielen, wird für die erste Decklage ein im Vergleich zur zweiten Decklage höherer Kohlenstoffanteil bevorzugt. Beispielsweise wird hierbei eine Differenz der Kohlenstoffanteile von mindestens 0,03 Gew.-% C, insbesondere von mindestens 0,05 Gew.-% C, vorzugsweise von mindestens 0,08 Gew.-% C, bevorzugt von mindestens 0, 10 Gew.-% C, besonders bevorzugt von mindestens 0, 12 Gew.-% C, gewählt, sodass ein Werkstoffverbund umfassend eine erste Decklage mit einer besonders hohen Härte und eine zweite Decklage mit einer im Vergleich zur ersten Decklage erhöhten Zähigkeit bereitgestellt wird. Dieser Lagenaufbau ist zudem günstig, wenn eine Schweißung an der zweiten Decklage erfolgen soll, wofür ein geringeres Kohlenstoffäquivalent vorteilhaft ist. Zudem kann durch die Einstellung eines vergleichsweise geringeren C-Gehaltes der Widerstand gegen Rissausbreitung in der zweiten Decklage im Falle einer Überbeanspruchung erhöht werden.
Si ist ein optionales Legierungselement, das zur Mischkristallhärtung beitragen und sich je nach Gehalt positiv in einer Festigkeitssteigerung auswirken kann, so dass ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,03 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,05 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0, 10 Gew.-% vorhanden sein kann. Das Legierungselement ist auf maximal 1,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,6 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Walzbarkeit sicherzustellen.
Mn ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt und sich positiv auf die Zugfestig keit auswirkt, insbesondere zum Abbinden von S zu MnS, so dass ein Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,6 Gew.-% vorhanden ist. Das Legierungs- element ist auf maximal 2,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,9 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 1,5 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Schweißbarkeit sicherzustellen.
P kann als Eisenbegleiter vorhanden sein, der sich stark zähigkeitsmindernd auswirkt und in Verschleiß- oder Sicherheitsstählen üblicherweise zu den unerwünschten Begleitelementen zählt. Um seine festigkeitssteigernde Wirkung zu nutzen, kann es optional mit Gehalten insbesondere von mindestens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. P kann aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwindigkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Aus diesen genannten Gründen wird das Element auf maximal 0,05 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,03 Gew.-% begrenzt.
S weist als unerwünschtes Begleitelement im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und bildet unerwünschtes FeS, weswegen es durch Mn abgebunden werden muss. Der S-Gehalt wird daher auf maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,01 Gew.-% eingeschränkt.
N kann als optionales Legierungselement eine ähnliche Wirkung wie C entfalten, denn seine Fähigkeit zur Nitridbildung kann sich positiv auf die Festigkeit auswirken. Bei Anwesenheit von AI bilden sich Aluminiumnitride, die die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern. Um die zuvor beschriebene Wirkung zu entfalten, kann es optional in Gehalten insbesondere von mindestens 0,001 Gew.-% zulegiert werden. Aus wirtschaftlichen Gründen werden Gehalte von mindestens 0,002 Gew.-% bevorzugt. Der Gehalt ist auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt. Bevorzugt wird ein maximaler Gehalt von 0,015 Gew.-% eingestellt, um bei Vorhandensein von Ti die unerwünschte Bildung grober Titannitride zu vermeiden, die sich negativ auf die Zähigkeit auswirken würden. Zudem wird bei Einsatz des optionalen Legierungselements Bor dieses von Stickstoff abgebunden, falls der Aluminium- oder Titangehalt nicht hoch genug bzw. nicht vorhanden ist.
Cr kann als optionales Legierungselement je nach Gehalt auch zur Einstellung der Festigkeit, insbesondere positiv zur Härtbarkeit beitragen, mit einem Gehalt insbesondere von mindestens 0, 1 Gew.-%. Zudem kann Cr allein oder in Kombination mit anderen Elementen als Karbidbildner eingesetzt werden. Die entstehenden (wachsenden) Karbide können zu einer Erhöhung der Härte führen und können einen wärmebedingten Härteabfall, beispielsweise durch ein Anlassen des gehärteten Stahlwerkstoffverbundes im Wesentlichen kompensieren. Wegen der positiven Wirkung auf die Zähigkeit des Materials kann der Cr-Anteil auf mindestens 0,5 Gew.-%, vorzugsweise auf mindestens 0,7 Gew.-% eingestellt werden. Das Legierungselement ist aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 3,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 2,5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 2,0 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Schweißbarkeit sicherzustellen.
Cu als optionales Legierungselement kann mit einem Gehalt insbesondere von 0,005 Gew.-% bis 0,5 Gew.-% zu einer Härtesteigerung beitragen.
Ti, Nb, V und/oder W können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung zulegiert werden, zudem können Ti, Nb und /oder V zur Abbindung von N verwendet werden. Vor allem aber können diese Elemente als Mikrolegierungselemente ein gesetzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können Ti, Nb, V und/oder W mit Gehalten von jeweils oder in Summe mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt werden. Zur vollständigen Abbindung von N durch Ti wäre der Gehalt an Ti mit mindestens 3,42*N vorzusehen. Nb ist auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0, 1 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,04 Gew.-%, Ti ist auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0, 1 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,04 Gew.-%, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Materialeigenschaften der Decklagen auswirken können. V kann in Gehalten bis 0,8 Gew.-%, insbesondere von 0,04 bis 0,25 Gew.-%, vorzugsweise von 0,06 bis 0,2 Gew.-% zulegiert werden. Im Gegensatz zu den Ti- oder Nb-Karbiden können die V-Karbide beim Austenitisieren im Zuge des Härtungs- prozesses recht leicht teilweise oder vollständig aufgelöst werden, wodurch V in gelöster Form genutzt werden kann, um unerwünschtes Austenitkornwachstum zu reduzieren bzw. zu verhindern. W kann bei Gehalten von 0,01 bis 1,5 Gew.-%, insbesondere bis 1,3 Gew.-%, vorzugsweise bis 0,7 Gew.-% zur Bildung von Wolframkarbiden führen und/oder zur Bildung von intermetallischen Phasen dienen. Der Einsatz von W als Mikrolegierungselement wird bevorzugt, wofür Gehalte insbesondere von maximal 0,2 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 0, 1 Gew.-%, bevorzugt von maximal 0,04 Gew.-%, eingesetzt werden. In der ersten Decklage wird insbesondere der Einsatz von V und/oder W bevorzugt in den oben angegebenen Grenzen, um Karbide mit einer hohen Härte zu bilden. In der zweiten Decklage wird insbesondere der Einsatz von Ti und/oder Nb bevorzugt in den oben angegebenen Grenzen, um das Kornwachstum während der Austenitisierung vor dem Härten zu begrenzen oder sogar zu unterbinden.
Mo kann optional zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zu- legiert werden. Des Weiteren wirkt sich Mo positiv auf die Zähigkeitseigenschaften aus. Mo kann als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Verbesserung der Zähigkeit einge- setzt werden. Aus Kostengründen wird der Maximalgehalt auf 1,5 Gew.-%, insbesondere auf 0,5 Gew.-%, vorzugsweise auf 0,3 Gew.-% beschränkt.
Ni, welches optional mit bis zu maximal 5,5 Gew.-% zulegiert werden kann, kann positiv die Verformbarkeit des Materials beeinflussen. Durch eine Verringerung der kritischen Abkühl- geschwindigkeit erhöht Nickel darüber hinaus die Durchhärtung und Durchvergütung. Aus Kostengründen werden Gehalte insbesondere von maximal 2,0 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 1,5 Gew.-% eingestellt. Eine Wirkung des optionalen Legierungselements kann sich insbesondere ab 0, 1 Gew.-% entfalten, geringere Gehalte können toleriert werden und beeinflussen das Materialverhalten nicht wesentlich.
In der zweiten Decklage wird der Einsatz von Ni als Legierungselement zur Steigerung der Verformbarkeit besonders bevorzugt, wobei die oben aufgeführten Grenzen zu berücksichtigen sind, insbesondere mit einem Gehalt zwischen 0,8 und 1,7 Gew.-%, vorzugsweise mit einem Gehalt zwischen 1,0 und 1,5 Gew.-%. So kann insbesondere bei einer Überbeanspruchung des Werkstoffverbundes eine unerwünschte Rissbildung in der zweiten Decklage einge- schränkt oder vollständig unterbunden werden. Aus wirtschaftlichen Gründen wird Nickel in der ersten Decklage in geringerem Maße, insbesondere bis maximal 0,5 Gew.-%, vorzugs- weise bis maximal 0,3 Gew.-% oder gar nicht zulegiert, da für die erste Decklage eine Rissbildung eher toleriert werden kann. Besonders bevorzugt wird daher ein Mehrlagen- aufbau, bei dem die erste Decklage entweder frei von Nickel ist oder einen um mindestens 50%, insbesondere um mindestens 80%, vorzugsweise um mindestens 95% geringeren Ni- Anteil im Vergleich zur zweiten Decklage aufweist.
B kann als optionales Legierungselement in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Ferrit/ Bainit verzögern und die Härtbarkeit und Festigkeit verbessern, insbesondere wenn N durch starke Nitridbildner wie AI, Nb und/oder Ti abgebunden wird und kann mit einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0001 Gew.-% vorhanden sein. Das Legierungselement ist auf maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,007 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Materialeigenschaften, insbesondere bezogen auf die Duktilität an Korngrenzen, auswirken können.
In der ersten Decklage wird der Einsatz von B als Legierungselement zur Steigerung der Härt- barkeit besonders bevorzugt, wobei die oben aufgeführten Grenzen zu berücksichtigen sind. In der zweiten Decklage wird der Einsatz von B als Legierungselement zur Verringerung bzw. Ver- meidung des Austenitkornwachstums besonders bevorzugt, um die erforderliche geringe mittlere (ehemalige) Austenitkorngröße und damit verbundene relativ hohe Zähigkeit zu erreichen, wobei die oben aufgeführten Grenzen zu berücksichtigen sind.
Sn, As und/oder Co sind optionale Legierungselemente, die einzeln oder in Kombination, wenn sie nicht gezielt zur Einstellung spezieller Eigenschaften zulegiert werden, zu den Ver- unreinigungen gezählt werden können. Die Gehalte sind beschränkt auf maximal 0,05 Gew.-% Sn, insbesondere auf maximal 0,04 Gew.-% Sn, auf maximal 0,02 Gew.-% Co und auf maximal 0,02 Gew.-% As.
0 ist üblicherweise unerwünscht, kann in geringsten Gehalten jedoch auch förderlich sein, da Oxidbelegungen insbesondere auf der Trennschicht zwischen Kern- und Decklage die Diffusion zwischen den bewusst unterschiedlich legierten Stählen behindert, wie beispiels weise in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2016 204 567 Al beschrieben. Der Maximalgehalt für Sauerstoff wird mit 0,005 Gew.-%, bevorzugt mit 0,002 Gew.-% ange- geben.
H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbe- sondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Das Vorhandensein von H kann aus technischen Gründen nicht vollständig vermieden werden. H wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere von maximal 0,0006 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 0,0004 Gew.-%, bevorzugt von maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.
Ca kann optional der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeein flussung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,005 Gew.-% hinzu- gegeben werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalziumzugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten verbessert. Die beschriebenen Effekte sind ab Gehalten insbesondere von 0,0005 Gew.-% wirksam, weswegen diese Grenze bei Einsatz von Ca als Minimum gewählt werden kann.
AI kann insbesondere zur Desoxidation beitragen. Das Legierungselement ist auf maximal 2,0 Gew.-% zur Gewährleistung einer möglichst guten Vergießbarkeit, insbesondere auf maximal 1,0 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,3 Gew.-% beschränkt, um unerwünschte Ausscheidungen im Material insbesondere in Form von nicht- metallischen oxidischen Einschlüssen im Wesentlichen zu reduzieren und/oder zu vermeiden, welche die Materialeigenschaften negativ beeinflussen können.
Seltenerdmetalle wie Cer, Lanthan, Neodym, Praseodym und andere, die im Folgenden einzeln oder in Summe mit SEM abgekürzt werden, können den Decklagen, bevorzugt der zweiten Decklage, des Mehrlagenverbunds als optionale Legierungselemente hinzugegeben werden, um S, P und/oder 0 abzubinden und die Bildung von Oxiden und/oder Sulfiden sowie Phosphorsegregationen an Korngrenzen zu verringern bzw. ganz zu vermeiden. Hierdurch kann insbesondere das Risiko verringert werden, dass im Falle des Beschusses des Sicher heitsstahls oder der prallenden Belastung Partikel aus den Decklagen ausbrechen, was bei erneuter Belastung eine deutliche Materialschwächung bedeuten würde. Um eine erkennbare Wirkung zu erzielen, werden bei Einsatz von SEM Gehalte insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,0015 Gew.-% zulegiert. Der SEM-Gehalt wird auf maximal 0,01 Gew.-% begrenzt, um nicht zu viele zusätzliche Ausscheidungen zu bilden, was die Zähigkeit negativ beeinflussen kann. Bevorzugt werden aus Kostengründen maximal 0,005 Gew.-% SEM zulegiert.
Optionale Legierungselemente, deren Gehalt in den Decklagen unterhalb des angegebenen Mindestgehaltes liegen, sind als Verunreinigungen zu sehen, beeinflussen die Werkstoffeigen- schaften nicht oder nur in geringem Maße und können daher toleriert werden.
Gemäß einer Ausgestaltung des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls weisen die Decklagen eine Materialdicke zwischen 5 % und 45 %, insbesondere zwischen 10 % und 42 %, vorzugs- weise zwischen 15 % und 40 %, besonders bevorzugt zwischen 20 % und 38 %, weiter bevorzugt zwischen 25 % und 35 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls auf. Die Gesamtmaterialdicke beträgt zwischen 2,0 und 120,0 mm, insbesondere zwischen 3,0 und 50,0 mm, vorzugsweise zwischen 5,0 und 30,0 mm, bevorzugt zwischen 6,5 und 20,0 mm. Je nach Anwendung kann der Verschleiß- stahl oder Sicherheitsstahl in Bezug auf die angegebenen Decklagenanteile einen symmetrischen oder asymmetrischen Aufbau aufweisen.
Gemäß einer weiteren Ausgestaltung des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls ist der Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl mittels Plattieren, insbesondere Walzplattieren, wie es beispielsweise in der deutschen Patentschrift DE 10 2005 006 606 B3 beschrieben ist, hergestellt. Es wird Bezug auf diese Patentschrift genommen, deren Inhalt hiermit in diese Anmeldung aufgenommen wird, wobei der Fertigungsschritt des Haspelns zu einem Coil als optionaler Prozessschritt zu sehen ist. In einer alternativen Ausführungsform des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffverbunds insbesondere für Dicken ab ca. 10 mm, erfolgt dieses vollständig in Platten- bzw. Blechform. Beim Warmwalzplattieren laufen Diffusionsprozesse zwischen Kernlage und Decklagen ab, da im Grenzschichtbereich der Decklagen durch das Abwandern des Kohlenstoffs aus den Decklagen in die Kernlage eine Art Randentkohlung in den Decklagen stattfindet, wodurch lokal ein im Vergleich zu dem restlichen Bereich der Decklagen zäherer Bereich entsteht. Durch die Diffusionsprozesse stellen sich auch ein im Wesentlichen kontinuierlicher und kein sprunghafter Übergang der Materialeigenschaften (Härte/Festigkeit) zwischen der Kernlage und den Decklagen ein. Die Kernlage weist im warmen Zustand vorteilhaft einen verringerten Formänderungswiderstand im Vergleich zu den Decklagen infolge der höheren Zähigkeit auf, so dass sie sich beim Warmwalzplattieren respektive Warmwalzen in Richtung der Decklagen verformt und dadurch insbesondere produktionsbedingte Fehlstellen, beispielsweise Lufteinschlüsse zwischen den Lagen durch den Walzverbund schließen kann. Dies ist vor allem beim späteren Gebrauch bzw. Einsatz vorteilhaft, so dass es im Falle einer Verschleiß- oder Impactbelastung nicht zu Ausbrüchen aufgrund der Fehlstellen kommen kann. Die metallische Verbundherstellung ist allgemein Stand der Technik.
Gemäß einer weiteren Ausgestaltung können die Stähle der Decklagen des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls die gleichen Legierungsbestandteile aufweisen und somit dem erfindungsgemäßen Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl ein im Wesentlichen symmetrisches Eigenschaftsprofil über die Gesamtmaterialdicke verleihen. Alternativ können die Stähle der Decklagen auch unterschiedliche Legierungselemente aufweisen und somit dem erfindungs- gemäßen Verschleißstahl oder Sicherheitsstahl ein asymmetrisches Eigenschaftsprofil über die Gesamtmaterialdicke verleihen. Bei dem asymmetrischen Eigenschaftsprofil kann einer der Stähle für die Decklagen, insbesondere der Stahl für die erste Decklage, vorzugsweise einen höheren Kohlenstoffgehalt im Vergleich zum anderen aufweisen, insbesondere mit einer Differenz von mindestens 0,03 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,05 Gew.-%, um vorzugsweise in dem Stahl der Decklage, vorzugsweise der ersten Decklage, mit dem höheren Kohlenstoffgehalt, welcher vorzugsweise zwischen 0,45 bis 0,65 Gew.-% betragen kann, eine höhere Härte einzustellen, welche im späteren Einsatz auf der beanspruchten Seite (Beschussseite bzw. auf der Seite der abrasiven Einwirkung) eingesetzt bzw. platziert wird, wohingegen der Stahl der Decklage, vorzugsweise der zweiten Decklage, auf der der Beanspruchung abgewandten Seite durch einen niedrigen Kohlenstoffgehalt, welcher vor- zugsweise 0,35 bis 0,50 Gew.-% betragen kann, eine bessere Zähigkeit aufweist und somit einen positiven Einfluss auf eine mögliche Rissbildung und/oder Rissausbreitung durch die Beanspruchung haben kann. Insbesondere kann das Legierungselement Nickel die Zähigkeit positiv beeinflussen, so dass Ni in dem Stahl mit dem niedrigen Kohlenstoffgehalt (0,35 bis 0,50 Gew.-%), insbesondere in der zweiten Decklage, vorzugsweise mit einem Gehalt zwischen 0,5 und 2,0 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,7 und 1,8 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 1,0 und 1,5 Gew.-% zulegiert sein kann. Bei dem Stahl mit dem höheren Kohlenstoffgehalt (0,48 bis 0,58 Gew.-%), vorzugsweise in der ersten Decklage, hingegen, kann Ni optional mit einem Gehalt auf maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,3 Gew.-% begrenzt sein, wobei der Stahl der ersten Decklage entweder frei von Ni ist oder einen um mindestens 50%, bevorzugt um mindestens 80%, besonders bevorzugt um mindestens 95% geringeren Ni-Anteil im Vergleich zum Stahl der zweiten Decklage aufweist.
Zur Einstellung der für den Einsatz als Verschleiß- oder Sicherheitsstahl benötigten Material- eigenschaften wird der erfindungsgemäße Stahlwerkstoffverbund durch beschleunigte Ab- kühlung gehärtet. Die beschleunigte Abkühlung findet dabei in einer bevorzugten Ausführung direkt nach dem Warmwalzplattieren bzw. Warmwalzen ohne vorherige Abkühlung aus der Walzhitze statt. Die Kühlung wird dabei bei einer so genannten Kühlstopptemperatur beendet, welche unterhalb der Martensit-Start-Temperatur Ms der Decklagen, bevorzugt unterhalb der Martensit-Finish-Temperatur Mf der Decklagen oder bei maximal 100°C oberhalb der Raumtemperatur, insbesondere bei der niedrigeren der beiden Temperaturen Mf und Raum- temperatur + 100°C, liegt.
In einer alternativen, ebenfalls bevorzugten Ausführung kann die Härtung auch wie folgt stattfinden: nach dem Warmwalzen kühlt das Material zunächst auf Temperaturen von unter 500°C ab, um unerwünschte Effekte wie Kornwachstum oder Vergröberung von Ausschei- düngen zu vermeiden. Die Abkühlung kann dabei sowohl im Coil oder als Platte an Luft als auch durch Beaufschlagung mit einem Kühlmedium wie z. B. Wasser oder Öl stattfinden. Aus logistischen Gründen wird eine Abkühlung auf unter 100°C bevorzugt, besonders bevorzugt auf eine Temperatur nahe der Raumtemperatur. Anschließend wird der Stahlwerkstoffverbund mindestens teilweise austenitisiert und hierfür auf eine Temperatur von mindestens Acl der Decklagen erwärmt. Bevorzugt werden eine vollständige Austenitisierung und eine dement- sprechende Erwärmung auf mindestens Ac3 der Decklagen durchgeführt. Aus energetischen Gründen wird die Austenitisierungstemperatur auf maximal 1100°C, zur Vermeidung von unerwünschtem Austenitkornwachstum bevorzugt auf maximal (Ac3 + 200°C) des Stahls der zweiten Decklage, besonders bevorzugt auf maximal (Ac3 + 100°C) des Stahls der zweiten Decklage beschränkt.
Bei der Temperatur ACl beginnt das Gefüge in Austenit umzuwandeln und liegt insbesondere vollständig austenitisch vor, wenn die Temperatur AC3 überschritten wird. ACl und AC3 sind Kennwerte, welche abhängig von der Zusammensetzung (Legierungsbestandteile/-konzept) des verwendeten Stahls sind und aus sogenannten ZTA- bzw. ZTU-Schaubildern entnommen werden können. Um Austenit in ein hartes Gefüge, welches insbesondere überwiegend Martensit und/oder Bainit aufweisen kann, umzuwandeln, sind bestimmte Abkühlraten einzu- halten, welche können in Abhängigkeit von dem gewünschten Gefüge ebenfalls aus den ZTU- Schaubildern entnommen werden. Dabei beginnt die Umwandlung in Martensit bei einer legierungsabhängigen Temperatur (=Martensit-Start, Ms) und ist bei einer legierungs- abhängigen Temperatur (=Martensit-Finish, Mf) abgeschlossen.
Im Anschluss an die Erwärmung wird der Stahlwerkstoffverbund zur Härtung beschleunigt auf eine Kühlstopptemperatur von weniger als 300°C, bevorzugt weniger als 200°C, besonders bevorzugt weniger als 100°C über der Raumtemperatur abgekühlt. Zur Erhöhung der Zähigkeit kann der Stahlwerkstoffverbund anschließend angelassen werden, wobei Temperatur und Dauer der Anlassbehandlung je nach Legierung der Decklagen und gewünschtem Anlass- effekt gewählt werden. Die Verfahren zur Anlassbehandlung entsprechen dabei den üblichen, im Stand der Technik offenbarten Vorgehensweisen für einlagige Werkstoffe für ein Legierungskonzept, welches der jeweiligen Decklage, insbesondere des Legierungskonzeptes der ersten Decklage des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffverbunds entspricht.
Gemäß einer weiteren Ausgestaltung weist der Stahlwerkstoffverbund folgende Gefüge- strukturen in seinen Lagen auf: Die Decklagen bestehen im Wesentlichen aus Martensit oder angelassenem Martensit, welcher insbesondere mindestens 70%, bevorzugt mindestens 80%, besonders bevorzugt mindestens 90%, des Gefüges ausmacht. Weitere Bestandteile des Gefüges können einzeln oder in Kombination aus Ferrit, Perlit, Bainit, Zementit und/oder Austenit bestehen. Beispiels- weise kann das Gefüge einen Anteil von 2 bis 10%, insbesondere 3 bis 8% Austenit auf- weisen, welcher bei einer späteren Belastung zu verformungsinduziertem Martensit umwan- deln und so die klärte der Decklage(n), insbesondere der ersten Decklage erhöhen kann. Beispielsweise kann alternativ oder zusätzlich in den Decklagen oder zumindest in der zweiten Decklage gezielt ein Gehalt von mindestens 5% Bainit eingestellt werden, um den Widerstand gegen Rissausbreitung zu erhöhen. Der Maximalgehalt an Bainit ergibt sich aus den jeweils vorhandenen Anteilen an Martensit und Austenit. Um den Widerstand gegen Rissausbreitung trotz der hohen klärte der Decklagen nicht zu weit abzusenken, ist das Gefüge bevorzugt frei von Zementit. Die Austenit- und Bainit-Anteile können durch geeignete Kombination von chemischer Zusammensetzung und Kühlstopptemperatur eingestellt werden. Bei einem optionalen Anlassen bei Temperaturen bis 300°C, insbesondere bis 250°C, vorzugsweise bis 200°C, ändern sich die eingestellten Gefügeanteile nur dahingehend, dass der Martensit in angelassenen Martensit umgewandelt wird.
Um die angestrebten Zähigkeitseigenschaften der Decklagen, insbesondere der zweiten Decklage, zu erreichen, werden die Legierungszusammensetzung, insbesondere die Gehalte der Elemente Ti, Nb und B, und die Austenitisierungsbehandlung vorzugsweise so aufeinander abgestimmt, dass sich eine mittlere ehemalige Austenitkorngröße von maximal 0, 1 mm, insbesondere maximal 0,05 mm, vorzugsweise maximal 0,03 mm, bevorzugt maximal 0,02 mm, besonders bevorzugt maximal 0,015 mm pm ergibt. Um die angestrebten Zähigkeitseigenschaften alternativ oder zusätzlich in der Kernlage zu erreichen, werden die Legierungszusammensetzung, insbesondere die Gehalte der Elemente Ti, Nb und B, und die Austenitisierungsbehandlung vorzugsweise so aufeinander abgestimmt, dass sich eine mittlere ehemalige Austenitkorngröße von maximal 0, 1 mm, insbesondere maximal 0,05 mm, vorzugsweise maximal 0,03 mm, bevorzugt maximal 0,02 mm, besonders bevorzugt maximal 0,015 mm ergibt.
Die Kernlage kann gemäß einer ersten Ausführung im Wesentlichen aus Martensit oder angelassenem Martensit, welcher insbesondere mindestens 70%, bevorzugt mindestens 80%, besonders bevorzugt mindestens 90%, des Gefüges ausmacht. Weitere Bestandteile des Gefüges können einzeln oder in Kombination aus Ferrit, Perlit, Bainit, Zementit und/oder Austenit bestehen. Beispielsweise kann das Gefüge einen Anteil von 1 bis 5%, bevorzugt bis maximal 3% Austenit aufweisen, welcher die Zähigkeit der Kernlage erhöht. Ferrit und/oder Bainit können eingestellt werden, wenn die Härte der Kernlage weniger relevant ist als ihre Zähigkeit. Um einen signifikanten Effekt auf die Eigenschaften zu erzielen, können in dieser Ausführung jeweils Mindestgehalte von bis zu maximal 5% für Ferrit und/oder Bainit ange- strebt werden. Die jeweiligen Maximalgehalte an Ferrit und/oder Bainit ergeben sich aus den jeweils vorhandenen Anteilen an Martensit und Austenit. Die Austenit- und Bainit-Anteile können durch geeignete Kombination von chemischer Zusammensetzung und Kühlstopp- temperatur eingestellt werden. Der Ferritanteil kann durch die Wahl einer Austenitisierungs- temperatur zwischen Acl und Ac3 des Stahls der Kernlage eingestellt werden. Durch eine verringerte Abschreckgeschwindigkeit kann insbesondere bei großen Blechdicken die Bildung von Ferrit und/oder Bainit in der Kernlage begünstigt werden.
Die Kernlage kann alternativ oder zusätzlich Gehalte an Zementit bzw. Zementitaus- scheidungen aufweisen, welcher bevorzugt in nadeliger Form ausgebildet ist und besonders bevorzugt eine Dichte von 10-30 Zementitnadeln pro pm2, die ein Länge-zu-Breite Verhältnis von L/B = 1-5 aufweisen, hat. Versuche haben gezeigt, dass in diesem Bereich eine deutliche Festigkeitssteigerung der Kernlage erreicht werden kann, ohne die Zähigkeit zu stark herabzusetzen. Bei einem optionalen Anlassen bei Temperaturen bis 300°C, insbesondere bis 250°C, vorzugsweise bis 200°C, ändern sich die eingestellten Gefügeanteile nur dahingehend, dass der Martensit in angelassenen Martensit umgewandelt wird und dass die Dichte an Zementitnadeln pro pm2 um mindestens 10% ansteigt und das Länge-zu-Breite Verhältnis der Partikel auf L/B = 3-7 steigt.
Die Kernlage kann alternativ im Wesentlichen aus Ferrit und/oder Perlit und/oder Bainit mit optionalen Zementitausscheidungen bestehen, während Martensit nur in einem geringeren Anteil, insbesondere bis zu 30 % vorliegt oder vollständig vermieden wird. Hierzu ist insbe- sondere ein im Rahmen der oben für die Kernlage angegebenen Grenzen niedriger C-Gehalt von 0,001 - 0, 1 Gew.-% zu wählen sowie die übrigen Legierungselemente so anzupassen, dass sich bei den durch die Decklagen gegebenen Abkühlverläufen die gewünschten Gefüge- anteile einstellen.
Die genannten Gefügeanteile in % beziehen sich hierbei auf mit Ausnahme der Angaben zu den Gehalten an Austenit, die üblicherweise durch Röntgendiffraktometrie bestimmt werden und daher in Vol.-% angegeben sind, auf die im Schliff betrachtete Fläche. Die mittlere ehemalige Austenitkorngröße wird vorzugsweise mittels der ARPGE Software bestimmt.
Bei der Belastung des erfindungsgemäßen mehrlagigen Verschleiß- oder Sicherheitsstahles weisen die einzelnen Lagen folgende Funktionen auf:
Die erste Decklage weist durch ihre hohe Härte einen erhöhten Widerstand gegen abrasiven Verschleiß bzw. weist durch ihre hohe Härte einen hohen Eindringwiderstand auf und ist geeignet, ein auftreffendes Projektil zu brechen oder in seinem Umfang aufzuweiten.
Die Kernlage absorbiert bei prallendem Verschleiß bzw. bei Beschuss oder Ansprengung durch ihre hohe Zähigkeit die Energie. Wenn durch eine Überbeanspruchung der ersten Decklage darin Risse entstehen, können diese durch den hohen Widerstand der Kernlage gegen Rissausbreitung gestoppt werden, ohne dass es zum Versagen des betroffenen Bauteils kommt. Da eine erhöhte Zähigkeit in der Regel mit einer verringerten Härte einhergeht, wird die Kernlage beispielsweise so ausgelegt, dass sie eine im Vergleich zur zweiten Decklage um 50 HV10 geringere Härte aufweist. Insbesondere wird die Härtedifferenz zwischen diesen Lagen (zweite Decklage zu Kernlage) auf mindestens 70 HV10, vorzugsweise auf mindestens 100 HV10, bevorzugt auf mindestens 130 HV10, besonders bevorzugt auf mindestens 150 HV10, eingestellt.
Die zweite Decklage ist erforderlich, um im Falle einer Beschussbelastung die von den vorherigen Lagen gebremsten, gebrochenen und/oder aufgeweiteten Projektile oder Projektil- bruchstücke daran zu hindern, den Stahlwerkstoffverbund vollständig zu durchdringen. Im Falle der Belastung durch Beschuss und/oder Ansprengung bzw. prallenden Verschleiß ist die zweite Decklage erforderlich, um die Verformung des Stahlwerkstoffverbundes zu begrenzen: während die erste Decklage nach üblichen Belastungen Risse aufweisen kann und daher nicht mehr zur Versteifung des Bauteils beiträgt, verhindert die im Vergleich zur Kernlage deutlich erhöhte Streckgrenze der zweiten Decklage eine zu große bleibende plastische Verformung.
Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoffverbund eignet sich als Sicherheitsstahl zur Herstellung von Bauteilen zum Schutz von Lebewesen, Gegenständen und Vorrichtungen, insbesondere Gebäuden oder Fahrzeugen gegen ballistische Bedrohungen oder Ansprengung oder zum Schutz vor hochdrehenden Maschinen mit der Gefahr von abfliegenden Bauteilen. Der Sicherheitsstahl kann einzeln oder als eine Komponente in einem mehrteiligen Schutzsystem verwendet bzw. eingesetzt werden. Durch die hervorragenden Eigenschaften und insbeson- dere wirtschaftliche Herstellung können erfindungsgemäße Sicherheitsstähle insbesondere bestehende Konzepte, beispielsweise in der Herstellung teure ballistische Keramiken substituieren. Durch die hervorragenden Eigenschaften, insbesondere in Bezug auf Härte und Zähigkeiten, und damit verbunden auch einem potentiellen Gewichtsersparnis, kann der erfindungsgemäße Sicherheitsstahl auch für den Schutz gegen Bedrohungen in der Luft fahrtindustrie, wie z. B. in Flugzeugen oder Hubschrauber verwendet werden. Weitere Einsatz- gebiete können sein: in der Raumfahrtindustrie, im Raketenbau, zum Schutz von Satelliten, in der Rüstungsindustrie allgemein, im Schiffbau, insbesondere zum Schutz von Panic Rooms oder hochsensibler Einrichtungen wie Operationszentrale (Gefechtsstand) und Brücke, insbesondere bei konstruktiv vorgegebenen geringen Einbautiefen.
Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoffverbund eignet sich als Verschleißstahl zur Herstellung von Bauteilen, welche abrasiven Verschleißbelastungen in Kombination mit prallenden Ver- schleißbelastungen ausgesetzt sind, insbesondere für Prallflächen in Bergbau- und Transport- anwendungen. Durch die hervorragenden Eigenschaften können erfindungsgemäße Ver- schleißstähle zusätzlich zur stoßenden Belastung einer dauerhaften oder dynamischen Verformungsbelastung ausgesetzt werden, ohne frühzeitig zu versagen. Weitere Einsatz- gebiete können sein: im Agrarbereich, zum Beispiel Schar bzw. Pflugschar, Bauteile in Müll fahrzeugen, Lauffläche(n) bei Großwälzlagern, zum Beispiel in Baukränen und Türmen für gepanzerte Fahrzeuge.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen (Brief Description of Drawings)
Im Folgenden wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispiels darstellenden Zeichnung näher erläutert. Die einzige zeigt einen schematischen Schnitt durch einen erfindungs- gemäßen Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen (Best Mode for Carrying out the Invention)
In der einzigen Figur ist eine schematische Schnittdarstellung durch einen erfindungs- gemäßen Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl (1) gezeigt. Der erfindungsgemäße dreilagige Verschleißstahl respektive Sicherheitsstahl (1) umfasst zwei Decklagen (1.2, 1.3) aus einem Stahl, von denen mindestens eine, vorzugsweise beide im gehärteten oder vergüteten Zustand mindestens eine Härte von 550 HV10, insbesondere mindestens eine Härte von 600 HV10, vorzugsweise mindestens eine Härte von 650 HV10, besonders bevor- zugt mindestens eine Härte von 700 HV10 aufweisen und eine zwischen den zwei Decklagen (1.2, 1.3) stoffschlüssig verbundene Kernlage (1.1) aus einem im Vergleich zu den Decklagen (1.2, 1.3) weicheren Stahl im gehärteten oder vergüteten Zustand, welcher eine Härte (im gehärteten oder vergüteten Zustand) von maximal 550 HV10, insbesondere maximal 530 HV10, vorzugsweise maximal 510 HV10 aufweist. Die Belastungsrichtung ist in Richtung des in Fig. 1 dargestellten Pfeils angegeben.
Die Kernlage (1.1) besteht neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreini- gungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0,25 %, insbesondere 0, 1 bis 0,25 %, vorzugsweise 0, 15 bis 0,22 %, optional Si: bis 1,2 %, insbesondere 0,03 bis 1,2 %, vorzugsweise 0, 1 bis 0,6 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %, insbesondere 0, 1 bis 1,8 %, vorzugsweise 0,6 bis 1,3 %,
optional P: bis 0,05 %, insbesondere 0,005 bis 0,03 %,
S: bis 0,03 %, insbesondere bis 0,01 %, vorzugsweise bis 0,005 %, bevorzugt bis 0,003 %, optional N: bis 0,02 %, insbesondere 0,001 bis 0,015 %, vorzugsweise 0,002 bis 0,015 %, bevorzugt 0,002 bis 0,010%,
optional Cr: bis 2,5 %, insbesondere 0,05 bis 2,5 %, vorzugsweise 0,5 bis 1,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %, insbesondere 0,005 bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,005 bis 0, 1 %, bevorzugt 0,005 bis 0,04 %, besonders bevorzugt 0,02 bis 0,04 %,
optional Ti: bis 0,2 %, insbesondere 0,005 bis 0,2 %, vorzugsweise 0,005 bis 0, 1 %, bevorzugt 0,005 bis 0,04 %, besonders bevorzugt 0,02 bis 0,04 %,
optional V: bis 0,2 %, insbesondere bis 0, 1 %, vorzugsweise bis 0,05 %,
optional W: bis 0,2 %, insbesondere bis 0, 1 %, vorzugsweise bis 0,05 %,
optional Mo: bis 1 %, insbesondere 0,01 bis 1%, vorzugsweise 0,01 bis 0,3 %,
optional Ni: bis 5,5 %, insbesondere bis 1,0 %, vorzugsweise bis 0,5 %, bevorzugt bis 0,3 %, optional B: bis 0,01, insbesondere 0,0001 bis 0,007 %, vorzugsweise 0,001 bis 0,007 %, optional Sn: bis 0,05 %, insbesondere bis 0,04 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional O: bis 0,005 %, insbesondere bis 0,002 %,
H: bis 0,001 %, insbesondere bis 0,0006 %, vorzugsweise bis 0,0004 %, bevorzugt bis
0,0002 %,
optional Ca: bis 0,015 %, insbesondere 0,0005 bis 0,015 %, vorzugsweise 0,0005 bis 0,005
%, optional AI: bis 1,0 %, insbesondere 0,02 bis 0,6 %, vorzugsweise 0,02 bis 0,3 %, optional SEM: bis 0,01 %, insbesondere bis 0,005 %.
Die Decklagen (1.2, 1.3) bestehen neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Ver- unreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,35 bis 0,65 %, insbesondere 0,40 bis 0,60 %, vorzugsweise 0,40 bis 0,58 %, bevorzugt 0,40 bis 0,55 %,
optional Si: bis 1,2 %, insbesondere 0,03 bis 1,2 %, vorzugsweise 0,05 bis 0,6 %, besonders bevorzugt 0, 10 bis 0,6 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %, insbesondere 0, 1 bis 1,9 %, vorzugsweise 0,6 bis 1,5 %,
optional P: bis 0,05 %, insbesondere 0,005 bis 0,03 %,
S: bis 0,03 %, insbesondere bis 0,01 %,
optional N: bis 0,02 %, insbesondere 0,001 bis 0,015 %,
optional Cr: bis 3,5 %, insbesondere 0, 1 bis 2,5 %, vorzugsweise 0,5 bis 2,0 %, bevorzugt 0,7 bis 2,0 %,
optional Cu: bis 0,5 %, insbesondere 0,005 bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,2 %, insbesondere bis 0, 1 %, vorzugsweise bis 0,04 %,
optional Ti: bis 0,2 %, insbesondere bis 0, 1 %, vorzugsweise bis 0,04 %,
optional V: bis 0,8 %, insbesondere 0,04 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,06 bis 0,2 %, optional W: bis 1,5 %, insbesondere bis 1,3 %, vorzugsweise bis 0,7 %, bevorzugt bis 0,2 %, weiter bevorzugt bis 0, 1 %, besonders bevorzugt bis0,04 %,
optional Mo: bis 1,5 %, insbesondere bis 0,5 %, vorzugsweise bis 0,3 %,
optional Ni: bis 5,5 %, insbesondere bis 2,0 %, vorzugsweise bis 1,5 %,
optional B: bis 0,01 %, insbesondere bis 0,007 %,
optional Sn: bis 0,05 %, insbesondere bis 0,04 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional O: bis 0,005 %, insbesondere bis 0,002 %,
H: bis 0,001 %, insbesondere bis 0,0006 %, vorzugsweise bis 0,0004 %, bevorzugt bis
0,0002 %,
optional Ca: bis 0,015 %, insbesondere 0,0005 bis 0,005 %,
optional AI: bis 2,0 %, insbesondere bis 1,0 %, vorzugsweise bis 0,5 %, bevorzugt bis 0,3 %, optional SEM: bis 0,01 %, insbesondere bis 0,005%. Die Materialdicke der Decklagen (1.2, 1.3) kann zwischen 5 % und 45 %, insbesondere zwischen 10 % und 42 %, vorzugsweise zwischen 15 % und 40 %, besonders bevorzugt zwischen 20 % und 38 %, weiter bevorzugt zwischen 25 % und 35 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Verschleißstahls oder Sicherheitsstahls (1) betragen.
Aus handelsüblichen Stahlflachprodukten wurde ein erfindungsgemäßer Sicherheitsstahl res- pektive Verschleißstahl mittels Warmwalzplattieren erzeugt, der einen dreilagigen Stahlwerk- stoffverbund aufwies. Als erste Decklage (1.2) wurde ein Stahl bestehend neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,45 bis 0,60 %, Si: 0, 15 bis 0,3 %, Mn: 0,70 bis 1,0 %, P: bis 0,03 %, S: bis 0,01 %, AI: 0,01 bis 0, 1 %, Cr: 0,80 bis 1,2 %, Cu: 0, 15 bis 0,3 %, Nb: bis 0,04 %, Mo: bis 0,3 %, N: bis 0,015 %, Ti: bis 0,02 %, V: 0,04 bis 0,25 %, Ni: bis 1,5 %, B: bis 0,007 %, H: bis 0,0004 %, 0: bis 0,002 %, Ca: bis 0,005 % verwendet, als zweite Decklage (1.3) kam ein Stahl bestehend neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,35 bis 0,45 %, Si: 0, 1 bis 0,3 %, Mn: 0,6 bis 1,0 %, P: bis 0,03 %, S: bis 0,01 %, AI: 0,02 bis 0, 1 %, Cr: 0,5 bis 1,0 %, Cu: bis 0,3 %, Nb: bis 0,04 %, Mo: bis 0,3 %, N: bis 0,015 %, Ti: bis 0,02 %, Ni: 0,9 bis 1,3 %, B: bis 0,007 %, Fl : bis 0,0004 %, O: bis 0,002 %, Ca: bis 0,005 % und als Kernlage (1.1) kam ein Stahl bestehend neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0, 17 bis 0,22 %, Si: 0,2 bis 0,45 %, Mn: 0,8 bis 1, 1 %, P: bis 0,03 %, S: bis 0,01 %, AI: 0,02 bis 0, 1 %, Cr: 0,6 bis 0,9 %, Cu: 0,01 bis 0,05 %, Nb: bis 0,04 %, Mo: bis 0,3 %, N: bis 0,015 %, Ti: bis 0,02 %, V: bis 0,05 %, Ni: bis 1,5 %, B: bis 0,007 %, Fl: bis 0,0004 %, 0: bis 0,002 %, Ca: bis 0,005 % zum Einsatz. Die Decklagen hatten jeweils eine Materialdicke von 30 % pro Seite bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Stahlwerkstoffverbunds.
Es wurden jeweils Blechzuschnitte mit zwei Decklagen und einer dazwischen angeordneten Kernlage aufeinander gestapelt, welche zumindest bereichsweise entlang ihrer Kanten stoff- schlüssig, vorzugsweise mittels Schweißen zu einem Vorverbund miteinander verbunden wurden. Der Vorverbund wurde auf eine Temperatur von ca. 1100°C gebracht und in mehreren Schritten zu einem Stahlwerkstoffverbund mit einer Gesamtmaterialdicke von 5 mm warmgewalzt.
Aus dem hergestellten Stahlwerkstoffverbund wurden Platinen abgeteilt. Die Platinen, welche eine Größe 6000 mm x 2000 mm aufwiesen, wurden auf Austenitisierungstemperatur, insbesondere oberhalb von Ac3 bezogen auf die Decklagen, insbesondere bezogen auf die erste Decklage in einem Ofen für jeweils ca. 180 min erwärmt und durchwärmt und wurden anschließend zur Einstellung der gewünschten Härte in den Decklagen abgeschreckt (Härten). Vor dem Abschrecken wurden die Platinen in ein Abkühlaggregat, eine sogenannten Quette eingespannt, um eine im Wesentlichen verzugsfreie thermische Behandlung sicherzustellen. Die Abschreckung erfolgte durch Beaufschlagung mit Wasser. Andere flüssige Medien zur Abschreckung sind ebenfalls verwendbar. Die Abkühlraten in den Decklagen des Stahlwerkstoffverbunds wurden durch zuvor eingebrachte Thermoelemente kontrolliert und lagen bei > 20 K/s. Prozessbedingt können in Quetten nicht immer eine über die gesamte Materialoberfläche homogene Kühlleistung erreicht werden, da das Wasser aus Spritzdüsen zugeführt wird, die nur annähernd eine gleichmäßige Wasserbeaufschlagung erzeugen können. Lokal ungleichmäßige Kühlleistungen können dabei zu unerwünschten Eigenschafts- Variationen, zum Beispiel in der Härte führen. Prozessbedingt inhomogene Kühlverläufe können zudem bei der Phasenumwandlung des Materials zu Spannungen an der Oberfläche der bisher verwendeten monolithischen Werkstoffe führen, die zum einen für die Weiter- verarbeitung unerwünscht sind, da sie zu einem Verzug an einem zu erzeugenden Bauteil während der Weiterverarbeitung führen können, und zum anderen können lokale Gefüge- unterschiede im Extremfall zu einer oberflächennahen Materialschädigung führen, die im Produktionsprozess zum Ausschuss bzw. zu notwendigen Nacharbeiten, wie zum Beispiel Herausschleifen von Anrissen, führen können. Überraschender Weise hat sich herausgestellt, dass Unregelmäßigkeiten, wie sie bei den bisher eingesetzten monolithischen Stählen gelegentlich auftraten, bei den erfindungsgemäßen Verschleißstählen und Sicherheitsstählen nicht festgestellt werden konnten.
Die Decklagen und die Kernlage des erfindungsgemäßen Sicherheitsstahls bzw. Verschleiß- stahls respektive des hergestellten Bauteils wiesen ein Gefüge aus überwiegend Martensit und/oder Bainit, insbesondere im Wesentlichen Martensit auf. Mittels Röntgendiffraktometrie wurden Restaustenitanteile in der Kernlage zwischen 1 bis 3 Flächen-% und in den Decklagen zwischen 3 bis 7 Flächen-% ermittelt Der Martensit war in den Decklagen feiner ausgebildet. Mittels Rasterelektronenmikroskopie konnte in der Kernlage als (weiterer) Gefügebestandteil nadelig ausgebildeter Zementit mit einer Dichte zwischen 15 bis 25 Zementitnadeln pro pm2, wobei die einzelnen Nadeln durch eine Länge zu Breite Verhältnis von L/B=l,5 bis 3 vorhanden waren, ermittelt werden.
Eine Härteuntersuchung wurde durchgeführt und ein Härteverlauf von ca. 740 HV10 in der ersten Decklage mit dem höheren C-Gehalt, 470 HV10 in der Kernlage und 680 HV10 in der zweiten Decklage über die Gesamtmaterialdicke bestimmt. Demnach wies der Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl ein über die Gesamtmaterialdicke asymmetrisches Eigenschaftsprofil auf.
Der Stahlwerkstoffverbund im gehärteten Zustand kann als Bauteil für ballistische oder abrasive Zwecke eingesetzt werden. Je nach Anwendung und Einsatzzweck kann der Sicher heitsstahl bzw. Verschleißstahl als Bauteil vor, während oder nach der Erwärmung zum Härten geformt werden. Insbesondere kann das Bauteil auch im Zuge des Härtens in einem form- gebenden Werkzeug geformt und gleichzeitig oder in unmittelbarer Folge abgeschreckt werden.
Das Bauteil aus dem gefertigten Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl im gehärteten Zustand kann eine (weitere) Wärmebehandlung erfahren, welche jedoch derart abgestimmt sein sollte, dass sich die durch das Härten eingestellten Eigenschaften im Bauteil nicht verschlechtern, insbesondere eine Wärmebehandlung durchgeführt wird, welche ein Unterschreiten der Härte von 600 HV10, insbesondere von 620 HV10, vorzugsweise von 650 HV10 in den Decklagen ausschließt. Die Wärmebehandlung kann beispielsweise im Zuge eines Lackeinbrennens bei einer Temperatur beispielsweise bis zu 250 °C für bis zu zwei Stunden erfolgen.
Zur Steigerung der Zähigkeit verbunden mit einer geringfügigen Reduzierung der Härte im Bauteil kann die Wärmebehandlung auch ein Vergüten bzw. Anlassen bei moderaten Temperaturen umfassen, beispielsweise bis maximal 300 °C, insbesondere bis maximal 250 °C, vorzugsweise bis maximal 200 °C. Dadurch können auch vorhandene Restaustenitanteile im Gefüge im Wesentlichen beibehalten werden, welche sich positiv auf die mechanischen Eigenschaften auswirken können, ohne dass sie durch Wärmebehandlung, insbesondere > 300°C zerfallen bzw. sich auflösen.
Der hergestellte Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl wurde einer Wärmebehandlung bei 200°C für ca. 45 min zugeführt und anschließend mittels Rasterelektronenmikroskopie weiter untersucht. Es konnte ein Anstieg der Dichte auf 20 bis 35 Zementitnadeln pro pm2 mit L/B=3 bis 5 bestimmt werden.
Anhand der Untersuchungen wurde ermittelt, dass durch das Zusammenspiel der Legierungs- elemente zwischen den einzelnen Lagen im Stahlwerkstoffverbund in der Kernlage eine im Vergleich zu den Decklagen höhere Zähigkeit eingestellt werden kann, wobei eine hohe Härte in den Decklagen, insbesondere eine höhere Härte in der ersten Decklage im Vergleich zur zweiten Decklage durch ein entsprechend aufeinander abgestimmtes Legierungskonzept zwischen den Decklagen, insbesondere im gehärteten Zustand des Sicherheitsstahls bzw. Verschleißstahls eingestellt werden kann. Somit kann ein Sicherheitsstahl bzw. Verschleiß- stahl mit hoher Härte und hoher Zähigkeit, insbesondere mit verbesserten Eigenschaften als die aus dem Stand der Technik bekannten Stahlwerkstoffverbunde bereitgestellt werden.

Claims

Ansprüche Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl (1) aus einem dreilagigen Stahlwerkstoffverbund, umfassend eine Kernlage (1.1) aus einem Stahl, welcher neben Fe und herstellungs- bedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0,25 %,
optional Si: bis 1,2 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional P: bis 0,05 %,
S: bis 0,03 %,
optional N: bis 0,02 %
optional Cr: bis 2,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,2 %,
optional Ti: bis 0,2 %,
optional V: bis 0,2 %,
optional W: bis 0,2 %,
optional Mo: bis 1 %,
optional Ni: bis 5,5 %,
optional B: bis 0,01 %,
optional Sn: bis 0,05 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional 0: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %,
optional Ca: bis 0,015 %,
optional AI: bis 1,0 %,
optional SEM: 0,01%,
besteht, und zwei stoffschlüssig mit der Kernlage verbundene Decklagen (1.2, 1.3) aus jeweils einem Stahl, welcher neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verun- reinigungen in Gew.-% aus
C: 0,35 bis 0,65 %,
optional Si: bis 1,2 %,
Mn: 0, 1 bis 2,5 %,
optional P: bis 0,05 %, S: bis 0,03 %,
optional N: bis 0,02 %
optional Cr: bis 3,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,2 %,
optional Ti: bis 0,2 %,
optional V: bis 0,8 %,
optional W: bis 1,5 %,
optional Mo: bis 1,5 %,
optional Ni: bis 5,5 %,
optional B: bis 0,01 %,
optional Sn: bis 0,05 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional O: bis 0,005 %,
H: bis 0,001 %,
optional Ca: bis 0,015 %,
optional AI: bis 2,0 %,
optional SEM: bis 0,01% besteht.
2. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl der Kernlage (1.1) neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verun- reinigungen in Gew.-% aus
C: 0, 1 bis 0,22 %,
optional Si: 0, 1 bis 0,6 %,
Mn: 0,6 bis 1,3 %,
optional P: bis 0,03 %,
S: bis 0,01 %,
optional N: bis 0,015 %,
optional Cr: 0,5 bis 1,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: 0,01 bis 0,1 %,
optional Ti: bis 0,02 %,
optional V: bis 0,05 %,
optional W: bis 0,05 %, optional Mo: 0,01 bis 0,3 %,
optional Ni: bis 0,3 %,
optional B: 0,001 bis 0,007 %,
optional Sn: bis 0,04 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional 0: bis 0,002 %,
H: bis 0,0004 %,
optional Ca: 0,0005 bis 0,005 %,
optional AI: 0,02 bis 0,3 %,
optional SEM: bis 0,005 % besteht.
3. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl der Kernlage (1.1) neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verun- reinigungen in Gew.-% aus
C: 0,001 bis 0, 1 %,
optional Si: bis 0,6 %,
Mn: 0, 1 bis 1,8 %,
optional P: bis 0,03 %,
S: bis 0,01 %,
optional N: bis 0,015 %,
optional Cr: bis 1,5 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0, 1 %,
optional Ti: bis 0,02 %,
optional V: bis 0,05 %,
optional W: bis 0,05 %,
optional Mo: bis 0,3 %,
optional Ni: bis 0,3 %,
optional B: bis 0,007 %,
optional Sn: bis 0,04 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional O: bis 0,002 %,
H: bis 0,0004 %, optional Ca: bis 0,005 %,
optional AI: bis 0,3 %,
optional SEM: bis 0,005 % besteht.
4. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, da- durch gekennzeichnet, dass der Stahl der Decklagen (1.2, 1.3) neben Fe und her- stellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,40 bis 0,58 %,
optional Si: 0, 1 bis 0,6 %,
Mn: 0,6 bis 1,5 %,
optional P: bis 0,03 %,
S: bis 0,01 %,
optional N: bis 0,015 %,
optional Cr: 0,7 bis 2,0 %,
optional Cu: bis 0,5 %,
optional Nb: bis 0,04 %,
optional Ti: bis 0,02 %,
optional V: bis 0,25 %,
optional W: bis 0,04 %,
optional Mo: bis 0,3 %,
optional Ni: bis 1,5 %,
optional B: bis 0,007 %,
optional Sn: bis 0,04 %,
optional As: bis 0,02 %,
optional Co: bis 0,02 %,
optional O: bis 0,002 %,
H: bis 0,0004 %,
optional Ca: bis 0,005 %,
optional AI: bis 0,5 %,
optional SEM: bis 0,005 % besteht.
5. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, da- durch gekennzeichnet, dass die Decklagen (1.2, 1.3) jeweils eine Materialdicke zwischen 5 % und 45 %, insbesondere zwischen 10 % und 42 %, vorzugsweise zwischen 15 % und 40 %, bevorzugt zwischen 20 % und 38 %, besonders bevorzugt zwischen 25 % und 35 % bezogen auf die Gesamtmaterialdicke des Sicherheitsstahls oder Verschleiß- stahls (1) aufweisen.
6. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, da- durch gekennzeichnet, dass der Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl (1) mittels Walz- plattieren hergestellt ist.
7. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für die Decklagen (1.2, 1.3) Stähle mit unterschiedlichen Legierungselementen verwendet werden, welche dem Verschleißstahl oder Sicherheits stahl (1) ein asymmetrisches Eigenschaftsprofil über die Gesamtmaterialdicke verleihen, wobei der Stahl der ersten Decklage (1.2) einen Kohlenstoffgehalt zwischen 0,48 und 0,58 Gew.-% und der Stahl der zweiten Decklage (1.3) einen Kohlenstoffgehalt zwischen 0,40 und 0,48 Gew.-% aufweisen, wobei vorzugsweise die Differenz des Kohlenstoff- gehalts zwischen den Stählen der beiden Decklagen (1.2, 1.3) mindestens 0,03 Gew.- %, insbesondere mindestens 0,05 Gew.-% beträgt.
8. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass Ni in dem Stahl der zweiten Decklage (1.3) mit einem Gehalt zwischen 0,8 und 1,7 Gew.-%, insbesondere zwischen 1,0 und 1,5 Gew.-% zulegiert und in dem Stahl der ersten Decklage (1.2) mit einem Gehalt auf maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,3 Gew.-% begrenzt ist, wobei die erste Decklage (1.2) entweder frei von Ni ist oder einen um mindestens 50%, bevorzugt um mindestens 80%, besonders bevorzugt um mindestens 95% geringeren Ni-Anteil im Vergleich zur zweiten Decklage (1.3) auf- weist.
9. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Decklagen (1.2, 1.3) aus Martensit oder ange- lassenem Martensit besteht, welcher mindestens 70% des Gefüges ausmacht, wobei weitere Bestandteile des Gefüges einzeln oder in Kombination aus Ferrit, Perlit, Bainit, Zementit und/oder Austenit bestehen können.
10. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sich für mindestens eine der Decklagen (1.2, 1.3), insbesondere die zweite Decklage (1.3), eine mittlere ehemalige Austenitkorngröße von maximal 0, 1 mm, insbesondere maximal 0,05 mm, vorzugsweise maximal 0,03 mm, bevorzugt maximal 0,02 mm, besonders bevorzugt maximal 0,015 mm ergibt.
11. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sich für die Kernlage (1.1) eine mittlere ehemalige Austenitkorngröße von maximal 0, 1 mm, insbesondere maximal 0,05 mm, vorzugsweise maximal 0,03 mm, bevorzugt maximal 0,02 mm, besonders bevorzugt maximal 0,015 mm ergibt.
12. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der Ansprüche 2 oder 4 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Kernlage (1.1) aus Martensit oder angelassenem Martensit besteht, welcher mindestens 70% des Gefüges ausmacht, wobei weitere Bestandteile des Gefüges einzeln oder in Kombination aus Ferrit, Perlit, Bainit, Zementit und/oder Austenit bestehen können.
13. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der Ansprüche 3 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Kernlage (1.1) aus Ferrit und/oder Perlit und/oder Bainit mit optionalen Zementitausscheidungen besteht, wobei Martensit mit einem Anteil bis zu 30 % vorliegen kann.
14. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekenn- zeichnet, dass der oder die in der Kernlage (1.1) ausgebildete Zementit oder ausge- bildeten Zementitausscheidungen in nadeliger Form ausgebildet ist oder sind und eine Dichte 10-30 Zementitnadeln pro pm2, die insbesondere ein Länge-zu-Breite Verhältnis von L/B = 1-5 aufweisen, hat oder haben.
15. Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl nach einem der vorgenannten Ansprüche, da- durch gekennzeichnet, dass der Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl (1) eben ausge- führt ist, und gehärtet oder vergütet ist, wobei die erste Decklage (1.2) eine Härte von mindestens 700 HV10 und die zweite Decklage (1.3) eine Härte von mindestens 550 HV10 aufweisen.
16. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils für den ballistischen Einsatz oder für den abrasiven Einsatz, wobei ein Sicherheitsstahl oder Verschleißstahl (1) nach einem der vorgenannten Ansprüche bereitgestellt und mindestens einem Bearbeitungsschritt unterzogen wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass der Bearbeitungsschritt mindestens ein Beschneiden oder ein Kaltumformen umfasst.
18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass an dem Bauteil eine Wärmebehandlung durchgeführt wird, welche ein Unterschreiten einer vorgegebenen Mindesthärte in einer oder beiden Decklagen ausschließt.
19. Bauteil für einen ballistischen oder abrasiven Einsatz, dadurch gekennzeichnet, dass es nach einem der Ansprüche 16 bis 18 hergestellt ist.
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