WO2014040585A1 - Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl - Google Patents

Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl Download PDF

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Philippe SCHAFFNIT
Jürgen KLABBERS-HEIMANN
Joachim Konrad
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Salzgitter Mannesmann Precision Gmbh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the invention relates to a steel alloy for a low alloy, high strength and at the same time tough steel with excellent wear resistance according to claim 1.
  • the invention relates to tubes made of this alloy, strips, and sheets of which z. B. components for the automotive industry, such as body panels,
  • Wear plates made of this alloy can be used for excavator buckets. Also, such steels are used for applications where suddenly occurring
  • Impact energies must be absorbed, e.g. as bulletproof armor.
  • Tubes made from this alloy can be designed as welded, hot or cold strip or seamless tubes, which may occasionally have deviating from the circular cross-sections.
  • Construction tubes or sheets of this steel alloy can also be used for highly stressed welded steel structures, for example in crane, bridge, ship, hoist and truck construction.
  • Characteristic of these steels is e.g. a strength of 1000 to about 2000 MPa, depending on the strength of an elongation at break of at least 5% and a very finely (nano-) structured bainitic structure with shares of retained austenite.
  • Carbide-free bainitic steels for rails are e.g. known from DE 696 31 953 T2.
  • the steel alloy disclosed therein in addition to additions of manganese, chromium and other elements such as molybdenum, nickel, vanadium, tungsten, titanium and boron, a silicon content between 1 and 3%.
  • This steel is designed for the requirements of highly wear-stressed rails, but for tapes, sheets and tubes for the stated application uneconomical or not applicable, since in addition to the requirements for wear resistance, both the strength and toughness requirements are met.
  • the cross-sectional dimensions of the rails differ significantly from those of the strips, sheets and tubes due to their compact cross-section, which means that the alloy concept can be adapted to the material properties to be achieved after the Air cooling of the steel required.
  • a disadvantage of the known steel is also the expensive addition of titanium and other alloying elements such as nickel, molybdenum and tungsten.
  • Another problem with the known steel is that no information is made on the nitrogen content, which exerts a negative influence on the material properties, in particular with aluminum additions by the formation of aluminum nitrides.
  • Notched impact strength at -20 ° C at least 15 J
  • the object of the invention is to provide a steel alloy for a low-alloy, high-strength, tough and wear-resistant carbide bainitic steel for the production of strips, sheets and tubes, on the one hand cheaper than the known steel alloys and on the other hand uniform, the requirements of the material properties such Strength, elongation at break, toughness etc. guaranteed. moreover These material properties should be achieved by air hardening even when cooling to still air.
  • Remaining iron with melting impurities with optional addition of one or more elements of Mo, Ni, Co, W, Nb, Ti, or V as well as Zr and rare earths with the proviso that to avoid primary excretions of AIN the condition
  • rare earths and reactive elements such as Ce, Hf, La, Re, Sc and / or Y can be alloyed with a total of up to 1 wt .-%.
  • Cooling in air has a strength (R m ) of more than 1250 MPa, an elongation at break of more than 12% and a toughness (KBZ) at -20 ° C of at least 15 J (see Table 1).
  • the structure consists of carbide-free bainite and retained austenite with a content of at least 75% bainitic ferrite, at least 10% retained austenite and up to a maximum of 5% martensite (or martensite phase and / or decomposed austenite).
  • the steel alloy according to the invention is based on the development of the
  • chromium in the range from 0.10 to 2.00 wt.%, Moreover, the kinetics of ferrite formation can be decisively controlled so that the formation of coarse polygonal ferrite grains, which can negatively influence the material properties, is effectively avoided.
  • Crucial here is the interaction of aluminum and chrome. While aluminum accelerates ferritic and bainitic transformation, the addition of chromium retards ferritic transformation (see Figure 2). Through a specific combination of these two elements, both the kinetics of ferrite and bainite formation can be controlled.
  • the nitrogen content be as specified Upper limit of 0.025 wt .-%, better still 0.015 wt .-%, or optimally 0.010 wt .-% does not exceed the number and size of harmful aluminum nitrides as
  • AI x N ⁇ 5 x 10 "3 (wt .-%) must be fulfilled.
  • the investigated alloy compositions and the determined mechanical characteristics are given in Table 1. All samples were heated to about 950 ° C and then cooled in still air or accelerated. The required cooling rate is made dependent on the sheet thickness and the composition. As the results of the mechanical sampling show, the required properties could not be achieved with the test melt 14 because of the too low Cr content.
  • the test melt 6 according to the invention fulfilled the requirements because of the larger sheet thicknesses of 12 mm only by accelerated cooling. Typical temperature profiles for cooling in still air or with quenching are shown in FIG.
  • Substructure (such as subgrains) with fine lamellar microstructure is outlined in FIG. Nb (C, N) precipitation stabilizes the former austenite grain structure.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Carbon for reasons of sufficient strength of the material, the minimum content should not be less than 0.10% by weight. In view of a sufficiently low martensite start temperature and thus the setting of a very fine microstructure but still good weldability, the carbon content should not exceed 0.70 wt .-%. Carbon contents between 0.15 and 0.60% by weight have been found to be favorable, optimal properties being achieved when the carbon content is between 0.18 and 0.50% by weight.
  • Aluminum / silicon the essential element to achieve the required
  • the aluminum content should be at least 0.05% by weight, but not more than 3.00% by weight, since otherwise coarse polygonal ferrite grains may be produced which again impair the mechanical properties.
  • silicon may additionally be added in amounts of from 0.25 to 4.00% by weight. Good material properties are achieved at aluminum contents of between 0.07 and 1.55% by weight and optimally between 0.09 and 0.75% by weight. Corresponding silicon contents are from 0.50 to 1.75% by weight or between 0.75 and 1.50% by weight.
  • the selective addition of chromium of at least 0.10 to 2.00 wt .-%, the ferritic conversion can be delayed and controlled by combining with aluminum, both the kinetics of ferrite and bainite formation targeted.
  • Advantageous chromium contents are 0.10 to 1.75% by weight or between 0.10 and 1.50% by weight.
  • Manganese the manganese addition in the range of 1.00 to 3.00% by weight results, depending on the respective requirements of the steel alloy, from a compromise between strength which can be achieved by higher additions and one
  • the manganese content should be between 1.50 and 2.50 wt.% Or between 1.70 and 2.50 wt.%.
  • Niobium / nitrogen adjust the niobium content from 0.001 to 0.50 wt.% To ensure the formation of Nb (C, N).
  • the resulting grain refining contributes to a significant improvement in toughness properties.
  • Advantageous niobium contents are from 0.001 to 0.10 or 0.001 to 0.05 wt .-% with advantageous nitrogen contents of 0.001 to 0.015 or 0.002 to 0.010 wt .-%.
  • micro-alloying elements based on vanadium can be added to 0.20% by weight and / or titanium to 0.10% by weight. It should be a Summengehalt at Ti, V of max. 0.20 wt .-% and Ni, Mo, Co, W, Zr a Summengehalt of max. 5.50 wt .-% are maintained. In order to be able to exploit the effect of these alloying elements, a minimum content of 0.01% by weight should be maintained in each case.
  • Rare earths and reactive elements the optional addition of rare earths and reactive elements such as Ce, Hf, La, Re, Sc and / or Y can be used to set a targeted fin spacing and thus to further strength / and
  • Toughening in amounts of up to 1 wt .-% take place. If necessary, a total amount of 20 ppm should be added.
  • the martensite starting temperature shall be determined as follows:
  • cementite formation must be suppressed. This is achieved by a targeted alloy with Si and Al, since both elements have a very low solubility in cementite. For this, the following condition must be observed:
  • Austenitization of the steels of the invention can be achieved (see Figure 1).
  • the microstructure of the steel according to the invention consists of bainitic ferrite and retained austenite lamellae. It may have fractions of up to 5% martensite (or martensite / austenite phase and / or decomposed austenite).
  • the two most important parameters of the microstructure, which significantly influence the mechanical properties of the steel, are the fin spacing and the proportion of retained austenite. The smaller the fin spacing and the higher the proportion of retained austenite, the higher the strength and elongation at break of the material become. In order to achieve the required high strength of the material of at least 1250 up to 2500 MPa, the average fin spacing should be less than 750 nm, advantageously less than 500 nm.
  • a residual austenite content of at least 10% and a martensite proportion of at most 5% should be present.
  • the average former Austenitkornucc should not exceed a value of 100 ⁇ .
  • the microstructure is very fine, the microstructural constituents can hardly be differentiated by light microscopy, so that a combination of electron microscopy and X-ray diffraction can be used on a case-by-case basis.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen niedriglegierten hochfesten karbidfreien bainitischen Stahl zur Herstellung von Bändern, Blechen und Rohren mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%): 0,10 - 0,70 C; 0,25 - 4,00 Si; 0,05 - 3,00 AI; 1,00 - 3,00 Mn; 0,10 - 2,00 Cr; 0,001 - 0,50 Nb; 0,001 - 0,025 N; max. 0,15 P; max. 0,05 S; Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen mit optionaler Zugabe eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W, Nb, Ti oder V sowie Zr und seltene Erden mit der Maßgabe, dass zur Vermeidung von Primärausscheidungen von AIN die Bedingung Al x N < 5 x 10 -3 (Gew.-%) und zur Unterdrückung der Zementitbildung die Bedingung Si + AI > 4 x C (Gew.-%) erfüllt sind.

Description

Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten Stahl Beschreibung
Die Erfindung betrifft eine Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten und gleichzeitig zähen Stahl mit hervorragender Verschleißfestigkeit gemäß Patentanspruch 1.
Insbesondere betrifft die Erfindung aus dieser Legierung hergestellte Rohre, Bänder, und Bleche aus denen z. B. Bauteile für die Automobilindustrie, wie Karosseriebleche,
Komponenten von Tragstrukturen oder Airbagrohre und Zylinderrohre hergestellt werden. Im Bereich der Baugeräteindustrie können z.B. bei hohen Verschleißanforderungen
Verschleißbleche aus dieser Legierung für Baggerschaufeln eingesetzt werden. Auch werden derartige Stähle für Anwendungen eingesetzt, wo plötzlich auftretende
Schlagenergien absorbiert werden müssen, z.B. als beschusssichere Panzerung.
Aus dieser Legierung hergestellte Rohre können als geschweißte, aus Warm- oder Kaltband oder nahtlos hergestellte Rohre ausgeführt sein, die fallweise auch von der Kreisform abweichende Querschnitte aufweisen können.
Konstruktionsrohre oder -bleche aus dieser Stahllegierung können auch für besonders hoch beanspruchte geschweißte Stahlbaukonstruktionen, beispielsweise im Kran-, Brücken-, Schiffs-, Hebezeug- und Lastfahrzeugbau, eingesetzt werden.
Die Forderungen nach immer höheren Festigkeiten und verbesserten Verarbeitungs- und Bauteileigenschaften bei gleichzeitiger Reduzierung von Gewicht und/oder Kosten, haben u.a. zu der Entwicklung von ultrafeinkörnigen Duplex-Stählen geführt, die auch unter dem Begriff„Super Bainit" als karbidfreie bainitische Stähle bekannt sind. Die Entstehung eines solchen Gefüges, bestehend aus bainitischem Ferrit mit Restaustenitlamellen, ist im
Unterschied zum oberen und unteren Bainitgefüge, schematisch in Figur 1 skizziert.
Kennzeichnend für diese Stähle ist z.B. eine Festigkeit von 1000 bis etwa 2000 MPa, abhängig von der Festigkeit eine Bruchdehnung von mindestens 5 % und ein äußerst fein (nano-) strukturiertes bainitisches Gefüge mit Anteilen an Restaustenit.
Der Ansatz zur Erstellung dieser feinsten Mikrostruktur liegt in der Phasenumwandlung bei tiefen Temperaturen im Bainitbereich unter Vermeidung der Ausscheidung von Zementit sowie einer Martensitbildung. Eine Unterdrückung von im Bainit ausgeschiedenen Karbiden, wie z.B. Zementit, ist deshalb notwendig, weil zum Einen diese als mögliche Rissauslöser stark versprödend wirken und dadurch die geforderten Zähigkeiten nicht mehr erreicht werden können und zum Anderen die zum Erreichen der erfindungsgemäßen Eigenschaften notwendigen Anteile an stabilisiertem Austenit nicht eingestellt werden können.
Die wirtschaftliche Verwendung dieser Stähle wird allerdings dadurch behindert, dass bei diesen tiefen Umwandlungstemperaturen die Umwandlungskinetik stark verlangsamt ist, was abhängig von der Legierungszusammensetzung insbesondere mit zunehmendem
Kohlenstoffgehalt zu längeren isothermen Haltezeiten von vielen Stunden bis zu einem oder mehreren Tagen führt. Derartig lange Prozesszeiten sind jedoch für eine wirtschaftliche Fertigung von Bauteilen untragbar, so dass Lösungen legierungstechnischer Art gesucht wurden, um die Umwandlung zu beschleunigen.
Eine Legierungszusammensetzung, die eine solch lange isotherme Umwandlungszeit von bis zu 48 Stunden erfordert, ist aus der WO 2009/075494 A1 bekannt. Zudem ist nachteilig, dass dieser Stahl neben Kohlenstoff und Eisen teure Zugaben z.B. an Nickel, Molybdän, Bor und Titan aufweist und die erreichbaren Zähigkeiten für die beschriebenen
Anwendungsbereiche noch nicht ausreichend hoch sind.
Karbidfreie bainitische Stähle für Schienen sind z.B. aus der DE 696 31 953 T2 bekannt. Die dort offenbarte Stahllegierung weist neben Zusätzen an Mangan, Chrom und weiteren Elementen wie Molybdän, Nickel, Vanadium, Wolfram, Titan und Bor einen Siliziumgehalt zwischen 1 und 3 % auf.
Auch wird in dieser Schrift erwähnt, dass neben Silizium ein Zusatz von Aluminium die Bildung von Karbiden im Bainit vermindern bzw. unterdrücken und den verbleibenden Restaustenit stabilisieren kann. Ebenfalls kann mit diesem Stahl der Nachteil einer langen Umwandlungsdauer überwunden werden, wobei allein mit einer kontinuierlichen Abkühlung an Luft (Lufthärtung) ein entsprechendes bainitisches Gefüge erzeugt werden kann.
Dieser Stahl ist für die Anforderungen an stark verschleißbeanspruchte Schienen ausgelegt, aber für Bänder, Bleche und Rohre für den genannten Anwendungsbereich unwirtschaftlich bzw. nicht einsetzbar, da hier neben den Anforderungen an die Verschleißfestigkeit, gleichermaßen die Festigkeits- und Zähigkeitsanforderungen einzuhalten sind. Zudem unterscheiden sich die Querschnittsabmessungen der Schienen durch ihren kompakten Querschnitt deutlich von denen der Bänder, Bleche und Rohre, was eine Anpassung des Legierungskonzeptes im Hinblick auf die zu erzielenden Werkstoffeigenschaften nach der Luftabkühlung des Stahls erforderlich macht. Nachteilig bei dem bekannten Stahl ist auch der teure Zusatz von Titan und anderen Legierungselemente wie Nickel, Molybdän und Wolfram.
Ein weiteres Problem bei dem bekannten Stahl besteht darin, dass keine Angaben zum Stickstoffgehalt gemacht werden, der insbesondere bei Aluminiumzugaben durch die Bildung von Aluminiumnitriden einen negativen Einfluss auf die Werkstoffeigenschaften ausübt.
Durch eine Zugabe von Aluminium werden durch die große Affinität zu dem im Stahl vorhandenen Stickstoff während der Erstarrung grobe Aluminiumnitride gebildet, die sich primär im Stahl ausscheiden, was sich sehr nachteilig auf die Duktilität, Kerbschlagarbeit, auf das Berst verhalten und auf die Dauerfestigkeit des Stahls auswirkt und damit die
mechanischen Eigenschaften deutlich verschlechtert. Höhere Gehalte an Stickstoff und Aluminium im Stahl verstärken diesen Effekt zusätzlich.
Dies hat zur Folge, dass diese bekannte Stahllegierung, bei der anstelle von Silizium
Aluminium oder zusätzlich noch weiteres Aluminium zulegiert wird, für die Praxis
unbrauchbar wird, da die Ausscheidungsmenge und Größe von schädlichen
Aluminiumnitriden vom jeweiligen im Stahl vorhandenen Stickstoff- und Aluminiumgehalt abhängig ist und da der Stickstoffgehalt unberücksichtigt bleibt, die konkreten
Werkstoffeigenschaften unvorhersehbar sind. Zudem sind auch bei diesem Stahl die erreichbaren Zähigkeiten für den beschriebenen Anwendungsbereich der Erfindung noch nicht ausreichend hoch.
Die zu erfüllenden Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften der Stahllegierung lassen sich wie folgt zusammenfassen.
Festigkeit: 1250 bis 2500 MPa
Bruchdehnung: über 12 %
Kerbschlagzähigkeit bei -20°C: mind. 15 J
Aufgabe der Erfindung ist es, eine Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten, gleichzeitig zähen und verschleißfesten karbidfreien bainitischen Stahl zur Herstellung von Bändern, Blechen und Rohren anzugeben, die einerseits kostengünstiger als die bekannten Stahllegierungen ist und andererseits gleichmäßige, den Anforderungen entsprechende Werkstoffeigenschaften, wie Festigkeit, Bruchdehnung, Zähigkeit etc. gewährleistet. Zudem sollen diese Werkstoffeigenschaften auch bei Abkühlung an ruhender Luft durch Lufthärtung erreicht werden können.
Diese Aufgabe wird ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen.
Nach der Lehre der Erfindung wird eine Stahllegierung mit der folgenden chemischen
Zusammensetzung vorgeschlagen (in Gew.-%):
0, 10 - 0,70 C
0,25 - 4,00 Si
0,05 - 3,00 AI
1 ,00 - 3,00 Mn
0, 10 - 2,00 Cr
0,001 - 0,50 Nb
0,001 - 0,025 N
max. 0, 15 P
max. 0,05 S
Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen mit optionaler Zugabe eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W, Nb, Ti, oder V sowie Zr und seltene Erden mit der Maßgabe, dass zur Vermeidung von Primärausscheidungen von AIN die Bedingung
AI x N < 5 x 10~3 (Gew.-%) und zur Unterdrückung der Zementitbildung die Bedingung Si + AI > 4 x C (Gew.-%) erfüllt sind.
Optional können noch seltene Erden und reaktive Elemente wie Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y von insgesamt bis zu 1 Gew.-% zulegiert werden.
Im Luppen-, bzw. Brammen-Zustand weisen erfindungsgemäße Stähle bereits nach
Abkühlung an Luft eine Festigkeit (Rm) von über 1250 MPa, eine Bruchdehnung von über 12 % und eine Zähigkeit (KBZ) bei -20°C von mindestens 15 J auf (s. Tabelle 1). Das Gefüge besteht aus karbidfreiem Bainit und Restaustenit mit einem Anteil von mindestens 75 % bainitischem Ferrit, mindestens 10 % Restaustenit und bis zu maximal 5 % Martensit (bzw. Martensit-Phase und/oder zerfallener Austenit).
Die erfindungsgemäße Stahllegierung setzt auf der Entwicklung des aus der
DE 696 31 953 T2 und WO 2009/075494 A1 bekannten karbidfreien bainitischen Stahls auf. Die im Zuge der vorliegenden Erfindung durchgeführten Versuche haben überraschend gezeigt, dass im Vergleich zur bekannten Stahllegierung zur Erreichung der geforderten Werkstoffeigenschaften auch schon bei einer Lufthärtung durch eine gezielte Zugabe von Aluminium im Bereich 0,05 bis 3,0 Gew.-% und Niob im Bereich 0,001 bis 0,5 Gew.-% neben einer hervorragenden Werkstoff- und Verschleißfestigkeit sehr gute Zähigkeitseigenschaften erreicht werden können. Insbesondere die Zugabe von Niob bewirkt hierbei eine deutliche Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften durch Kornfeinung, so dass diese Legierung optimal sowohl hohen Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften, wie auch an die Verschleißfestigkeit gerecht wird.
Durch eine vorteilhafte Zugabe von Chrom im Bereich von 0, 10 bis 2,00 Gew.-% kann zudem die Kinetik der Ferritbildung entscheidend kontrolliert werden, so dass die Entstehung grober polygonaler Ferritkörner, die die Materialeigenschaften negativ beeinflussen können, wirksam vermieden wird. Entscheidend ist hierbei das Zusammenspiel von Aluminium und Chrom. Während Aluminium die ferritische und bainitische Umwandlung beschleunigt, wird durch eine Zugabe von Chrom die ferritische Umwandlung verzögert (s.a. Figur 2). Über eine gezielte Kombination dieser beiden Elemente können sowohl die Kinetik der Ferrit- als auch die der Bainitbildung kontrolliert werden.
Neben den bekannten vorteilhaften Auswirkungen einer Zugabe von Aluminium auf die Vermeidung von Karbidausscheidungen im Bainit haben Versuche auch gezeigt, dass die Zugabe von Aluminium im Vergleich zu Silizium deutlich die Kinetik der bainitischen
Umwandlung beschleunigt. Diese nimmt mit zunehmenden Gehalten an Aluminium ebenfalls zu, was bedeutet, dass die Zähigkeit und Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls nach kontinuierlicher Abkühlung im Vergleich zu nur mit Silizium legierten Stählen deutlich verbessert wird, also höhere Zähigkeits- und Festigkeitswerte erreicht werden können. Vorteilhaft sind Abkühlraten größer als 10°C / s einzuhalten, um die geforderte Kombination der mechanischen Eigenschaften auch bei dickeren Blechen (zum Beispiel ab 10 mm) zu erreichen; die geforderten mechanischen Eigenschaften lassen sich auch vorteilhaft mittels Abkühlung an ruhender Luft bei dünneren Blechen oder durch Anpassung des
Legierungskonzeptes erreichen. Den Einfluss der verschiedenen Legierungselemente auf die Kinetik der Umwandlung zeigt Figur 2. Hierbei sind die Wirkungsweisen von C, Si, AI, Mn, Cr und Mo auf die Umwandlungskinetik von Ferrit, Perlit und Bainit sowie auf die Martensitstarttemperatur schematisch dargestellt.
Erfindungsgemäß ist es aber im Vergleich zum bekannten Stahl zur Erreichung dieser vorteilhaften Eigenschaften zwingend erforderlich, dass der Stickstoffgehalt die angegebene Obergrenze von 0,025 Gew.-%, besser 0,015 Gew.-%, bzw. optimal 0,010 Gew.-% nicht überschreitet, um die Anzahl und Größe von schädlichen Aluminiumnitriden als
Primärausscheidungen im Stahl zu minimieren, wobei zusätzlich die Bedingung
AI x N < 5 x 10"3 (Gew.-%) erfüllt werden muss. Andererseits ist ein Mindestgehalt an Stickstoff von 0,001 Gew.-%, optimal 0,0020, erforderlich, um eine für eine
Zähigkeitserhöhung durch Kornfeinung notwendige Niob-Karbonitridbildung zu ermöglichen.
Die untersuchten Legierungszusammensetzungen und die ermittelten mechanischen Kennwerte sind in Tabelle 1 wiedergegeben. Alle Proben wurden dabei auf ca. 950°C erwärmt und anschließend an ruhender Luft bzw. beschleunigt abgekühlt. Die erforderliche Abkühlgeschwindigkeit wird abhängig von der Blechdicke und der Zusammensetzung vorgenommen. Wie die Ergebnisse der mechanischen Beprobung zeigen, konnten die geforderten Eigenschaften mit der Versuchschmelze 14 aufgrund des zu geringen Cr- Gehaltes nicht erreicht werden. Die erfindungsgemäße Versuchsschmelze 6 erfüllte die Anforderungen wegen der größeren Blechdicken von 12 mm erst durch eine beschleunigte Abkühlung. Typische Temperaturverläufe für eine Abkühlung an ruhender Luft bzw. mit Abschreckung sind in Figur 3 dargestellt.
In Figur 4 sind einige der untersuchten Versuchsschmelzen und deren mechanische Kennwerte und Abkühlbedingungen im Vergleich zu gängigen und hochfesten
Stahlwerkstoffen dargestellt. Es wird deutlich, dass mit der entwickelten Stahllegierung der Bereich höherfester Werkstoffe bei gleichzeitig deutlich verbesserten
Dehnungseigenschaften umfasst wird.
Tabelle 1 : Legierungszusammensetzungen in Gew.-% und mechanische Kennwerte der untersuchten Legierungen
Figure imgf000008_0001
Die Ergebnisse bestätigen eindrucksvoll die hervorragenden mechanischen Eigenschaften (Festigkeit und Zähigkeit der erfindungsgemäßen Stahllegierung schon für
Halbfertigprodukte wie Luppen bzw. Brammen) im gehärteten Zustand (Tabelle 1).
Als wesentliches Element spielt Aluminium eine Rolle, welches neben der Beschleunigung der Umwandlungskinetik auch in Kombination mit Silizium die Karbidausscheidung im Bainit unterdrückt, dadurch wird der Restaustenit stabilisiert, da Kohlenstoff nur eine geringe Löslichkeit im Ferrit hat. Ein hoher Anteil an Restaustenit von mindestens 10 % im Bainit bewirkt neben der äußerst fein lamellaren Mikrostruktur die hervorragenden mechanischen Eigenschaften. Rasterelektronenmikroskopisch wurden die verschiedenen
Gefügebestandteile bestimmt, wobei ein mittlerer Lamellenabstand von 300 nm bestimmt werden konnte. Eine schematische Darstellung eines ehemaligen Austenitkorns mit
Substruktur (wie z.B. Subkörner) mit feinlamellarer Mikrostruktur ist in Figur 5 skizziert. Hierbei wird über Nb(C,N)-Ausscheidungen die ehemalige Austenitkornstruktur stabilisiert.
Mit entsprechenden Anteilen an Restaustenit kann dann auch vorteilhaft der sogenannte TRIP-Effekt genutzt werden. Stähle, die gewöhnlich mit dem Begriff TRIP ("Transformation Induced Plasticity") bezeichnet werden sind Stähle, die gleichzeitig eine sehr hohe Festigkeit und eine hohe Duktilität besitzen, was sie besonders geeignet für eine Kaltumformung macht. Diese Eigenschaften werden dank ihrer besonderen mikroskopischen Struktur erhalten, wobei die verformungsinduzierte Martensitbildung und die damit verbundene Verfestigung gehemmt und die Duktilität gesteigert wird. Die Wirkung des TRIP-Effektes ist bei einem Restaustenitanteil von etwa 10 bis 20 % im Gefüge optimal.
Nachfolgend wird das erfindungsgemäße Legierungskonzept näher erläutert.
Kohlenstoff: aus Gründen einer ausreichenden Festigkeit des Werkstoffs sollte der minimale Gehalt nicht unter 0,10 Gew.-% liegen. Im Hinblick auf eine ausreichend niedrige Martensit-Start-Temperatur und damit der Einstellung eines sehr feinen Mikrogefüges aber einer noch guten Schweißbarkeit sollte der Kohlenstoffgehalt nicht über 0,70 Gew.-% liegen. Als günstig haben sich Kohlenstoffgehalte zwischen 0,15 und 0,60 Gew.-% erwiesen, wobei optimale Eigenschaften erreicht werden, wenn der Kohlenstoffgehalt zwischen 0,18 und 0,50 Gew.-% liegt. Aluminium/Silizium: das wesentliche Element zur Erreichung der geforderten
Werkstoffeigenschaften nach kontinuierlicher Abkühlung ist Aluminium, welches die Umwandlungskinetik immens beschleunigt.
Um diesen Effekt zu erzielen, sollte der Aluminiumgehalt mindestens 0,05 Gew.-%, aber maximal 3,00 Gew.-% betragen, da ansonsten grobe polygonale Ferritkörner entstehen können, die die mechanischen Eigenschaften wieder verschlechtern. Ist der
Aluminiumgehalt zu niedrig, wird die bainitische Umwandlung zu langsam, so dass verstärkt Martensit entsteht, was sich ungünstig auf die Bruchdehnung und die
Kerbschlagarbeit auswirkt. Für eine ausreichende Unterdrückung von Karbiden im Bainit kann zusätzlich Silizium in Gehalten von 0,25 bis 4,00 Gew.-% hinzugegeben werden. Gute Werkstoffeigenschaften werden bei Aluminiumgehalten zwischen 0,07 und 1 ,50 Gew.-% und optimale zwischen 0,09 und 0,75 Gew.-% erreicht. Entsprechende Siliziumgehalte liegen bei 0,50 bis 1 ,75 Gew.-% bzw. zwischen 0,75 und 1 ,50 Gew.-%.
Durch die gezielte Zugabe von Chrom von mindestens 0,10 bis 2,00 Gew.-% können die ferritische Umwandlung verzögert werden und über eine Kombination mit Aluminium sowohl die Kinetik der Ferrit- als auch der Bainitbildung gezielt kontrolliert werden.
Vorteilhafte Chromgehalte liegen bei 0,10 bis 1 ,75 Gew.-% bzw. zwischen 0,10 und 1 ,50 Gew.-%.
Mangan: die Manganzugabe im Bereich von 1 ,00 bis 3,00 Gew.-% ergibt sich abhängig von den jeweiligen Anforderungen an die Stahllegierung aus einem Kompromiss zwischen Festigkeit, die durch höhere Zugaben zu erreichen ist und einer
ausreichenden Zähigkeit, die bei niedrigeren Gehalten zu erreichen ist. Im Hinblick auf eine sehr gute bzw. optimale Eigenschaftskombination sollte der Mangangehalt zwischen 1 ,50 und 2,50 Gew.-% bzw. zwischen 1 ,70 und 2,50 Gew.-% betragen.
Niob/ Stickstoff: es ist ein Niobgehalt von 0,001 bis 0,50 Gew.-% einzustellen um die Bildung von Nb(C,N) zu gewährleisten. Die sich ergebende Kornfeinung trägt zu einer deutlichen Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften bei. Zusätzlich ist ein
Stickstoffgehalt von 0,001 bis 0,025 Gew.-% zur Bildung von Nb(N) zu empfehlen, da NbN stabiler als NbC ist und somit zu einem verstärkten Kornfein ungsbeitrag führen. Vorteilhafte Niob-Gehalte liegen bei 0,001 bis 0,10 bzw. 0,001 bis 0,05 Gew.-% bei vorteilhaften Stickstoffgehalten von 0,001 bis 0,015 bzw. 0,002 bis 0,010 Gew.-%.
Außerdem wird durch die Zugabe von Stickstoff nicht zuviel C über Nb abgebunden, da ansonsten die austenitstabilisierende Wirkung von C verloren gehen könnte. Falls erforderlich können zur weiteren Festigkeitssteigerung z.B. Molybdän (bis
1 ,00 Gew.-%), Nickel (bis 5,00 Gew.-%), Kobalt (bis 2,00 Gew.-%) oder Wolfram (bis 1 ,50 Gew.-%) als Mischkristallhärter zu legiert werden. Alternativ oder zusätzlich können Mikrolegierungselemente auf Basis von Vanadium bis 0,20 Gew.-% und/oder Titan bis 0, 10 Gew.-% zulegiert werden. Es sollte dabei ein Summengehalt bei Ti, V von max. 0,20 Gew.-% und bei Ni, Mo, Co, W, Zr ein Summengehalt von max. 5,50 Gew.-% eingehalten werden. Um den Effekt dieser Legierungselemente ausnutzen zu können, sollte jeweils ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% eingehalten werden.
Seltene Erden und reaktive Elemente: die optionale Zugabe von seltenen Erden und reaktiven Elementen wie Ce, Hf, La, Re, Sc und/oder Y kann zur Einstellung eines gezielten Lamellenabstandes und somit zur weiteren Festigkeits-/ und
Zähigkeitssteigerung in Gehalten von insgesamt bis zu 1 Gew.-% erfolgen. Falls erforderlich sollte hierbei ein Summengehalt von 20 ppm zulegiert werden.
Bei der Legierungszusammensetzung sollten zum Erreichen der geforderten
Materialeigenschaften, insbesondere der mechanisch-technologischen Eigenschaften, folgende Bedingungen für die Umwandlungskinetik und das Umwandlungsverhalten
(Figur 2), die Stabilisierung des Restaustenits und die Martensitstartternperatur unter Berücksichtigung der Abkühlrate eingehalten bzw. beachtet werden, wobei in den genannter. empirisch ermittelten Formeln die Gehalte an C, Mn, Si, AI, Cr und Mo in Gew.-% und j als Abkühlrate in °C/sec einzusetzen sind. Die Einheiten der in den Formeln verwendeten Koeffizienten sind gemäß den in den Formeln verwendeten Variablen zu wählen.
Kinetik der ferritischen Umwandlung:
zur Einhaltung bzw. Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften und insbesondere zur Vermeidung der Bildung von groben polygonalen Ferritkörnern, die die Materialeigenschaften negativ beeinflussen, ist die nachfolgende Bedingung zu erfüllen:
(35 x C) + (10 x Mn) - Si - (5 AI) + Cr > 13 / + 10 Kinetik der bainitischen Umwandlung:
die nachfolgende Gleichung zur Kinetik der bainitischen Umwandlung ist zu erfüllen, damit eine für die mechanisch-technologischen Eigenschaften günstige Mikrostruktur mit sehr fein ausgebildeten bainitischen Ferrit/Restaustenit-Lamellen eingestellt werden kann: 400 exp [ (-7 x C) - (4 χ Mn) + 8 AI + 3 ] / > 1 Martensitstarttemperatur (°C):
zur Vermeidung größerer martensitischer Gefügeanteile, die die mechanischtechnologischen Eigenschaften verschlechtern können, ist die Martensitstarttemperatur wie folgt zu bestimmen:
525 - (350 x C) - (45 x Mn) - (16 χ Mo) - (5 Si) + (15 x AI) « 400
Zur Stabilisierung des Restaustenits muss die Zementitbildung unterdrückt werden. Dies wird durch eine gezielte Legierung mit Si und AI erreicht, da beide Elemente eine sehr geringe Löslichkeit in Zementit haben. Dazu ist die folgende Bedingung einzuhalten:
Si + AI > 4 x C
Zur Vermeidung von schädlichen Primär-AIN-Ausscheidungen ist folgende Bedingung einzuhalten:
AI N < 5 x 10"3
In Figur 6 ist dieser Zusammenhang noch einmal grafisch dargestellt. Umwandlungsfähigkeit:
zur Einstellung der erfindungsgemäßen Eigenschaften auf Basis der beschriebenen
Mikrostruktur muss vor der abschließenden Wärmebehandlung eine vollständige
Austenitisierung der erfindungsgemäßen Stähle erreicht werden (siehe Figur 1).
Um die geforderte Kombination der mechanischen Eigenschaften (Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit) zu erreichen, ist das folgende Verhältnis der Ferrit- und Austenitbildner einzuhalten:
C + Si / 6 + Mn / 4 + ( Cr + Mo ) / 3 > 1
Die Mikrostruktur des erfindungsgemäßen Stahls besteht aus bainitischem Ferrit und Restaustenit-Lamellen. Sie kann Anteile von bis zu 5 % Martensit (bzw. Martensit/Austenit- Phase und/oder zerfallenem Austenit) aufweisen. Die zwei wichtigsten Kennwerte des Gefüges, die die mechanischen Eigenschaften des Stahls maßgeblich beeinflussen sind der Lamellenabstand und der Anteil an Restaustenit. Je geringer der Lamellenabstand und je höher der Anteil an Restaustenit, desto höher werden Festigkeit und Bruchdehnung des Werkstoffs. Um die geforderte hohe Festigkeit des Werkstoffs von mindestens 1250 bis zu 2500 MPa zu erreichen sollte der durchschnittliche Lamellenabstand kleiner als 750 nm, vorteilhaft kleiner 500 nm, sein.
Um die geforderten Dehnungswerte von mindestens 12 % (Bruchdehnung) erreichen zu können, sollte ein Restaustenitanteil von wenigstens 10 % und ein Martensitanteii von höchstens 5 % vorliegen.
Um die geforderte hohe Zähigkeit durch Kornfeinung mittels Niob Karbonitridbildung zu erreichen, sollte die durchschnittliche ehemalige Austenitkorngröße einen Wert von 100 μιτι nicht überschreiten.
Da die Mikrostruktur sehr fein ist, lassen sich die Gefügebestandteile lichtmikroskopisch kaum unterscheiden, so dass dann fallweise eine Kombination von Elektronenmikroskopie und Röntgenbeugung anzuwenden ist.
Mittels Rasterelektronenmikroskopie lassen sich die Gefügebestandteile unterscheiden. Auf diese Weise wurde ein mittlerer Lamellenabstand von etwa 300 nm ermittelt.
Das Ergebnis einer Röntgenbeugungsmessung ist in Figur 7 dargestellt. Aus der
Intensitätsverteilung des Röntgenspektrums können die Kristallstruktur der vorhandenen Gefügebestandteile und ihre Phasenanteile bestimmt werden.
Mit der Methode der Röntgenbeugung wurden Restaustenitanteile zwischen 10 % und 20 % ermittelt.

Claims

Patentansprüche
1. Stahllegierung für einen niedrig legierten hochfesten karbidfreien bainitischen Stahl zur Herstellung von Bändern, Blechen und Rohren mit folgender chemischer
Zusammensetzung (in Gew.-%):
0,10- 0,70 C
0,25-4,00 Si
0,05-3,00 AI
1,00- 3,00 n
0,10-2,00 Cr
0,001 -0,50 Nb
0,001 - 0,025 N
max.0,15 P
max.0,05 S
Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen mit optionaler Zugabe eines oder mehrerer Elemente von Mo, Ni, Co, W, Nb, Ti, oder V sowie Zr und seltene Erden mit der Maßgabe, dass zur Vermeidung von Primärausscheidungen von AIN die Bedingung AI χ N < 5 χ 103 (Gew.-%) und zur Unterdrückung der Zementitbildung die Bedingung Si + AI > 4 x C (Gew.-%) erfüllt sind.
2. Stahllegierung nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass die Legierung folgende Gehalte in Gew.-% aufweist:
0,15- 0,60 C
0,50- 1,75 Si
0,07- 1,50 AI
1,50-2,50 Mn
0,10-1,75 Cr
0,001 -0,10 Nb
0,001 - 0,015 N
3. Stahllegierung nach Anspruch 2
dadurch gekennzeichnet,
dass die Legierung folgende Gehalte in Gew.-% aufweist:
0,18- 0,50 C
0,75- 1,5 Si 0,09- 0,75 AI
1 ,70 - 2,50 Mn
0, 10 -1 ,5 %Cr
0,001 - 0,05 Nb
0,002 - 0,010 N
4. Stahllegierung nach Anspruch 2
dadurch gekennzeichnet,
dass die optional zu legierten Elemente folgende Gehalte in Gew.-% aufweisen: max. 5,00 Ni
max. 1 ,00 Mo
max. 2,00 Co
max. 1 ,50 W
max. 0,10 Ti
max. 0,20 V
wobei der Summengehalt von Ti, V max. 0,20 % und der Summengehalt von Ni, Mo, Co, W max. 5,50 Gew.-% beträgt.
5. Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4
dadurch gekennzeichnet,
dass das Gefüge aus karbidfreiem Bainit und Restaustenit mit einem Anteil von mindestens 75 % Bainit, mindestens 10 % Restaustenit und bis zu maximal 5 % Martensit besteht.
6. Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5
dadurch gekennzeichnet,
dass zur Erreichung der geforderten Materialeigenschaften folgende Bedingungen für Umwandlungskinetik, Martensitstarttemperatur und Gefügeausbildung eingehalten werden:
Ferritische Umwandlungskinetik (hierbei entsprechen C, Mn, Si und AI den Elementgehalten in Gew.-% sowie† der Abkühlrate in °C/sec):
(35 C) + (10 Mn) - Si - (5 χ AI) + Cr > 13 / 1 + 10
Bainitische Umwandlungskinetik (hierbei entsprechen C, Mn, und AI den
Elementgehalten in Gew.-% sowie† der Abkühlrate in °C/sec):
400 x exp [ (-7 x C) - (4 χ Mn) + 8 AI + 3 ] / t > 1 Martensitstarttemperatur (°C, hierbei entsprechen C, Mn, Si, AI und Mo den Elementgehalten in Gew.-%):
525 - (350 x C) - (45 χ Mn) - (16 Mo) - (5 * Si) + (15 x AI) « 400
Stabilisierung des Restaustenits (hierbei entsprechen C, Si, und AI den Elementgehalten in Gew.-%):
Si + AI > 4 x C
Vermeidung von Primär-AIN-Ausscheidungen (hierbei entsprechen AI und N den Elementgehalten in Gew.-%):
AI x N < 5 x 10-3
Erfüllung der geforderten Kombination der mechanischen Eigenschaften:
C + Si / 6 + Mn / 4 + ( Cr + Mo ) / 3 > 1
7. Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6
dadurch gekennzeichnet,
dass der durchschnittliche Abstand der Restaustenitlamellen weniger als 750 nm beträgt.
8. Stahllegierung nach Anspruch 7
dadurch gekennzeichnet,
dass der durchschnittliche Abstand der Restaustenitlamellen weniger als 500 nm beträgt.
9. Verwendung der Stahllegierung nach mindestens einem der vorhergehenden
Ansprüche 1 bis 7 für warm- oder kaltgewalzte Bänder, Bleche, Rohre, Profile oder für Schmiedeteile für die Automobilindustrie, Bauindustrie, und Maschinenbau; sowie Stäbe und Drähte.
10. Verwendung der Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für Verschleißteile und Teile für Panzerungen.
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