WO2021063746A1 - Verfahren zur herstellung eines stahlproduktes sowie ein entsprechendes stahlprodukt - Google Patents

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WO2021063746A1
WO2021063746A1 PCT/EP2020/076398 EP2020076398W WO2021063746A1 WO 2021063746 A1 WO2021063746 A1 WO 2021063746A1 EP 2020076398 W EP2020076398 W EP 2020076398W WO 2021063746 A1 WO2021063746 A1 WO 2021063746A1
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thickness
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PCT/EP2020/076398
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Jasmin Hoffstiepel
Dr. Rainer FECHTE-HEINEN
Peggy Brugger
Tim Stötzel
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a steel product and a Stahlpro product with a hardness of at least 310 HV.
  • the invention is thus based on the object of providing a method for producing a flat steel product and a corresponding steel product with which a uniform forming property which is improved compared to the prior art can be set.
  • this object is achieved by a method having the features of claim 1.
  • a method for producing a steel product with a hardness of at least 310 HV comprising the steps:
  • Mn 0.05 to 2.5%
  • H up to 0.001%, in particular the alloying elements from the group (N, Si, Al, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, Ca, Ni) specified as optional also as Impurities in contents below the specified minimum limits can be tolerated without affecting the properties of the flat steel product, preferably not worsening them, to a preliminary product with a thickness D; Reheating of the preliminary product to a reheating temperature or holding the preliminary product at a holding temperature at which the structure of the preliminary product consists essentially entirely of austenite, in particular a temperature of 1400 ° C is not exceeded;
  • this object is achieved by a steel product having the features of claim 6.
  • a steel product with a hardness of at least 310 HV which, in addition to Fe and unavoidable impurities due to the manufacturing process, consists of C: 0.1 to 0.6% by weight.
  • Mn 0.05 to 2.5%
  • the interaction of the different properties makes it possible to provide a steel product with high hardness and improved uniform deformation properties that is economically manufactured compared to the prior art, so that the steel product can preferably be used as safety steel or wear steel.
  • the r-value can be determined as standard in accordance with DIN EN ISO 10113 in a uniaxial tensile test in accordance with DIN EN ISO 6892-1.
  • the determined r-value is to be understood as an integral variable over the (total) thickness d of a material.
  • the r-value determined in the tensile test is not comparable with an r-value r m in a (defined) plane, which was calculated from the data of an X-ray texture determination.
  • the determination of the r-value from a tensile test for the materials considered here is often not applicable, or only with great effort, since the minimum uniform elongation technically required in the tensile test for determining the r-value is not achieved, especially when the material is very hard . Therefore, the determination of the r-value on the basis of an X-ray texture determination is preferable here.
  • the defined plane includes at least one or more of the planes on the surface, 1/10 along the thickness, 1/3 along the thickness and 1/2 along the thickness of the steel product.
  • the defined plane comprises the plane 1/3 along the thickness of the steel product.
  • the defined plane particularly preferably comprises each of the planes 1/10, 1/3 and 1/2 along the thickness of the steel product.
  • the defined planes along the thickness of the steel product are defined so that, for example, for the defined plane 1/10 along the thickness of the steel product 1/10 of the material closer to the first surface of the steel product and 9/10 of the material closer to the second surface of the steel product.
  • the isotropy of a material is described by its texture and the r-value.
  • the constancy over the (total) thickness is relevant here.
  • a roentgenographic texture determination according to DIN EN 13925 is carried out.
  • four representative (measuring) planes are prepared, for example on a sample over the thickness (e.g. surface, 1/10 of the thickness, 1/3 of the thickness and 1/2 of the thickness), in particular by mechanical grinding and / or chemical polishing .
  • Bunge Texture Analysis in Materials Science: mathematical methods, Göttingen: Cuvillier, 1993 "or” H.-J. Bunge, Program System: Physical Properties of Textured Materials, Göttingen: Cuvillier, 2001 “.
  • a diffractometer of the type “X'PERT MPD Pro ”from Panalytical which is equipped with an Euler cradle, is used.
  • An Euler cradle is a metrological setup that enables the specimen to be tilted and rotated in a defined manner in the center of the diffractometer.
  • r m (r 0 ° + 2 * r 45 ° + r 90 ° ) / 4.
  • the values r 0 ° , r 45 ° and r 90 ° are determined in particular in a defined plane from the data from X-ray texture measurements and relate to angles of 0 °, 45 ° and 90 ° to the rolling direction.
  • the steel product has values of 0.5 ⁇ r m ⁇ 2, in particular 0.75 ⁇ r m ⁇ 1.5, preferably 0.9 ⁇ r m ⁇ 1.15, preferably 0.95 ⁇ r m ⁇ 1.05 in order to ensure a uniformly isotropic course of the texture, preferably in the core of the steel product, particularly preferably over the entire thickness and in every defined plane.
  • the core of the steel product is referred to as the entire steel product over its thickness minus the 10% of the material closest to the surface on the top and bottom.
  • the difference is -0.3 ⁇ Ar ⁇ +0.3, preferably -0.1 ⁇ Ar ⁇ +0.1, preferably -0.08 ⁇ Ar ⁇ +0.08, particularly preferably -0.05 ⁇ Ar ⁇ +0.05 in order to essentially avoid direction-dependent flow during forming or loading.
  • f (g) R defines, where f (g) corresponds to R ⁇ 5, in particular f (g) R ⁇ 2, preferably f (g) R ⁇ 1.5.
  • This isotropic and evenly pronounced texture is particularly advantageous in the case of a safety steel when bombarded, since the material deforms equally in all directions and there is no local excessive material weakening or even cracking, as would occur with small ones Thicknesses d specific directions would have to bear a greater proportion of the deformation than others.
  • a texture that is as isotropic as possible, in particular in the entire steel product, enables improved ballistic performance to be achieved in a safety steel.
  • a corresponding security steel which is used in a protected vehicle in a relatively small thickness, for example less than 15 mm, for lightweight reasons, the proportionality being based on the respective load, for example the bullet class, shows that an isotropic texture is particularly beneficial can affect a shelling.
  • Shelling tests are carried out, for example, in accordance with the test guideline VPAM PM 2007, Version 2 as of January 31, 2014, which can be accessed on the Internet at www.vpam.eu.
  • the test can be carried out with test level 9 according to the test guideline VPAM APR 2006, version 2 as of November 30, 2014, which can also be accessed on the Internet at www.vpam.eu.
  • the VPAM test guideline describes testing using bullet-resistant, sheet-like materials.
  • Safety and wear steels according to the invention with an isotropic texture are characterized by the fact that they can withstand loads even at a lower thickness than commercially available safety and wear steels.
  • the result is a yield strength of at least 500 MPa, in particular of at least 650 MPa, preferably of at least 800 MPa, particularly preferably of at least 950 MPa.
  • the tensile strengths can be between 800 and 1500 MPa and higher, the yield point as well as the tensile strength being determined as an integral variable over the (total) thickness d of the steel product in the tensile test according to DIN EN ISO 6892-1.
  • the steel product will have a hardness of at least 310 HV, in particular at least 400 HV, preferably at least 450 HV, in order to be able to provide sufficient resistance.
  • steel products are produced that are particularly suitable for lightweight construction as protection against fire with hard core projectiles, as provided in the fire classes of test levels 8 and higher according to the test guideline VPAM APR 2006, version 2 as of November 30, 2014.
  • the steel product has a hardness of at least 490 HV, preferably at least 590 HV, more preferably at least 640 HV, particularly preferably at least 660 HV.
  • the hardness can be a maximum of 820 HV, in particular to a maximum of 780 HV, preferably to a maximum times 750 HV can be restricted in order to be able to guarantee a certain ductility.
  • HV corresponds to the Vickers hardness and is determined according to DIN EN ISO 6507-1: 2016.
  • the steel product After hardening and optional tempering, the steel product has a structure which consists largely of martensite and / or tempered martensite.
  • the structure contains at least 80% martensite and / or tempered martensite, preferably at least 90% martensite and / or tempered martensite, preferably at least 95% martensite and / or tempered martensite, with other or remaining structural components in the form of bainite, austenite , Retained austenite, cementite, pearlite and / or ferrite may be present. Precipitations such as carbides, nitrides and / or oxides and their mixed forms can also be present in the structure. If the structure consists of 100% martensite, the highest possible hardness can be provided, especially in connection with the corresponding alloying elements used.
  • the preliminary product can be further processed directly, i.e. coming directly from the casting heat, for example in the case of the casting and rolling plant, so that Pre-product is kept at a holding temperature or, if necessary, reheated to a reheating temperature, for example in an equalizing or reheating furnace, in which the most complete possible homogenization is ensured and in which any precipitates that may have formed dissolve as completely as possible.
  • the melt is cast into a preliminary product in a continuous caster
  • the cast and completely solidified strand is separated into slabs of finite dimensions and finally allowed so that the slabs cool down naturally to ambient temperature.
  • complete cooling can be used to avoid hot cracks can either be completely avoided or significantly delayed with the aid of insulating storage or oven storage.
  • the preliminary product or the slab is then reheated, for example in a push or walking beam furnace or by other suitable means, to a reheating temperature at which the structure of the preliminary product consists essentially entirely of austenite, in particular at a temperature above Ac3, preferably above Ac3 + 50 ° C to ensure that the structure is completely austenitic.
  • a temperature of at least 1100 ° C. is particularly preferred.
  • the holding or reheating temperature should not exceed a temperature of 1400 ° C., in particular 1300 ° C., in order to avoid partial melting of the surface of the preliminary product.
  • the holding or reheating temperature is preferably limited to a maximum of 1260 ° C., particularly preferably limited to a maximum of 1250 ° C., in order to avoid excessive coarsening of the grain.
  • At least 70%, in particular at least 80%, preferably at least 85% and a maximum of 99%, in particular a maximum of 95% of the total decrease in thickness are initially carried out at temperatures between the reheating temperature or holding temperature and the recrystallization stop temperature T NR .
  • the remaining decrease in thickness of at least 1%, in particular at least 5% and a maximum of 30%, in particular a maximum of 20%, preferably a maximum of 15% to adjust the thickness d then takes place at a temperature between T NR and T NR -250 ° C instead.
  • the remaining decrease in thickness is carried out in particular between T NR and T NR - 150 ° C, preferably between T NR and T NR - 100 ° C.
  • This remaining decrease in thickness below T NR distorts the austenitic microstructure, which facilitates the later nucleation for a subsequent phase transformation to ferrite, pearlite, bainite and / or martensite.
  • T K a cooling temperature between 0 ° C and 500 ° C
  • bainitic and possibly also martensitic structural components can arise , wherein the bainitic and / or martensitic structural components are also formed very finely by the aforementioned rolling process.
  • the steel product After hot rolling, the steel product initially cools to a T K of below 500 ° C in order to avoid undesirable effects such as grain growth or coarsening of precipitates.
  • the cooling can take place in the coil or as a sheet metal in air as well as by applying a cooling medium such as water or oil.
  • T K can preferably be set to below 100 ° C., particularly preferably to a T K close to 0 ° C. or 20 ° C., in order to prevent undesired diffusion of the alloying elements.
  • the hot rolling is carried out in one or more roll stands, preferably in one of the Expertly known four-high roll stand, Runaway leads.
  • the preliminary product is to be hot-rolled, for example, to a steel product in the form of a hot strip with a thickness d between 1.5 and 25 mm, in particular between 3 and 20 mm, preferably between 4 and 15 mm
  • the hot rolling is carried out in several roll stands, in particular carried out in a multi-stand assembly line.
  • an austenitizing treatment which is designed in such a way that a particularly homogeneous austenite structure is established before the subsequent hardening.
  • This austenite structure is characterized in that it has uniform grain sizes and low grain elongations and that the austenitic texture has no pronounced preferred orientations, so it is as isotropic as possible.
  • the austenite structure and in particular the austenite texture cannot be determined directly, or only with a very high level of technical effort, since this would require an electron microscope or X-ray examination during the austenitizing treatment.
  • an EBSD test on the martensite or tempered martensite can alternatively be carried out on the hardened or tempered material to verify the above-mentioned properties of the austenite structure and the austenite texture.
  • the ARPGE software can then be used to reconstruct austenite grains. The method used here was first described in the article "Recon struction of parent grains from EBDS data" by C. Cayron et al. published in 2006, see “Materials Characterization 57”, pp. 386-401. The method was further described in 2007 by C.
  • ARPGE a Computer program to automatically reconstruct the parent grains from electron backscatter diffraction data
  • the austenite grain size, austenite grain elongation and austenite texture can then be determined from the austenite grain reconstruction using conventional methods.
  • the homogeneous austenite structure can arise in particular in that targeted austenite grain growth is stimulated during the austenitizing treatment.
  • T A is set to a temperature of at least 20 ° C. above the A c3 temperature.
  • TÜ is set in particular to at least 50 ° C., preferably to at least 100 ° C., preferably to at least 120 ° C.
  • T A is set to a maximum of 1100 ° C.
  • the micro-alloy elements can prevent austenite grain growth in the temperature range up to 1100 ° C. Since, in the event of excessive overheating, a very precise control of the overheating If the extension period would be necessary in order to be able to keep the austenite grain growth within the desired range, TQ is set at a maximum of 300 ° C, in particular a maximum of 220 ° C, preferably a maximum of 180 ° C.
  • t A is limited to a maximum of 200 minutes, in particular to a maximum of 150 minutes, preferably to a maximum of 120 minutes, preferably to a maximum of 100 minutes.
  • t A and TQ SO are preferably chosen, that is, t A * TQ> 300 ° C * min. That a minimum amount of austenite grain growth has taken place can be proven by comparison tests between austenitizing with technically minimal values for t A and TQ and the austenitizing according to the invention.
  • the austenite grain reconstruction with an austenitization according to the invention shows significantly less grain elongation than before the austenitization.
  • t A * TQ> 600 ° C * min preferably t A * TQ> 1000 ° C * min.
  • t A * TQ> 600 ° C * min preferably t A * TQ> 1000 ° C * min.
  • t A is too long, if overheating is too high, a very coarse and / or uneven austenite grain structure is created, since higher temperatures are to be expected on the surface than in the core, which in turn has a negative impact on the toughness of the wear or safety steel after hardening would.
  • a very coarse austenite grain structure shows in the austenite grain reconstruction an averaged equivalent grain diameter of more than 0.02 mm.
  • t A and TQ are set in particular such that t A * TQ ⁇ 10,000 ° C. * min, in particular t A * TQ ⁇ 5000 ° C. * min, preferably t A * TQ ⁇ 3000 ° C. * min.
  • the austenitizing treatment can optionally be carried out several times in order to achieve a particularly homogeneous structure.
  • the austenitized steel product is quenched to a quenching temperature T s of less than 500 ° C., in particular less than 300 ° C., preferably less than 100 ° C., in such a way that A hardness of at least 310 HV is established in the quenched steel product.
  • the level of hardness can be influenced in particular as a function of the cooling rate and in particular also due to the content of the alloying elements, in particular the carbon, so that the austenitized steel product preferably actively cools with a cooling rate of at least 10 K / s, in particular of at least 30 K. / s, preferably of at least 80 K / s is cooled.
  • the quenched steel product can be tempered in order to increase the ductility, as a result of which a hardened and tempered structure essentially consisting of tempered martensite is created.
  • the tempering temperature T v and tempering duration t v of the tempering treatment can be selected depending on the composition of the alloying elements and the desired tempering effect. For the effectiveness of the treatment, values of T of at least 150 ° C and t of at least 1 min have been shown to be helpful. In order to achieve a noticeable gain in ductility, T of at least 200 ° C. and t of at least 2 minutes are selected in particular. To avoid an excessive reduction in hardness, the tempering treatment T v is limited to a maximum of 750 ° C.
  • T v and / or t v require a relatively high carbon content to set the desired level of hardness. Since this has a negative impact on weldability, T v is selected to be a maximum of 670 ° C. and t v to be a maximum of 45 minutes.
  • the procedures for tempering correspond to the usual procedures disclosed in the prior art for tempered materials.
  • the alloying elements of the melt or the steel product are specified as follows:
  • C is a strength-increasing alloying element and, with increasing content, contributes to the increase in hardness by being either present as an interstitial atom in the austenite and contributing to the formation of harder martensites during cooling or with Fe, Cr, Mo, Ti, Nb, Zr, V and / or W forms carbides, which on the one hand can be harder than the surrounding matrix or can at least distort it in such a way that the hardness of the matrix increases.
  • C is therefore present with contents of at least 0.1% by weight, in particular of at least 0.15% by weight, preferably of at least 0.2% by weight, in order to achieve or set the desired hardness.
  • steel products are produced that are particularly suitable for lightweight construction in protection against fire with hard core projectiles, as provided in the fire classes of test levels 8 and higher according to the test guideline VPAM APR 2006, version 2 as of November 30, 2014 .
  • the steel product has a hardness of at least 490 HV, preferably at least 590 HV preferably at least 640 HV, particularly preferably at least 660 HV.
  • C contents of at least 0.3% by weight, particularly preferably of at least 0.37% by weight, are preferably set.
  • Mn is an alloying element that contributes to hardenability and is used in particular to set S to MnS in order to avoid the formation of brittle intermediate / intermetallic phases such as FeS, so that a content of at least 0.05% by weight, in particular at least 0 , 2% by weight, preferably at least 0.5% by weight, is present.
  • Manganese reduces the critical cooling rate, which increases hardenability.
  • the alloy element is to a maximum of 2.5 wt .-%, in particular to a maximum of 1.9 wt .-%, in order to ensure adequate weldability and good deformation behavior.
  • Mn has a strong segregating effect and is therefore preferably limited to a maximum of 1.5% by weight.
  • the flat steel product can optionally contain one or more alloy elements from the group (N, Si, Al, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H).
  • alloy elements from the group (N, Si, Al, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H).
  • N can be used as an optional alloying element with a minimum content of 0.001% by weight with a similar effect to C, because its ability to form nitrides and its martensite-forming properties can have a positive effect on strength. If Al is present, aluminum nitrides can also form, which improve nucleation and hinder grain growth. In addition, N can increase the hardness of the martensite formed during hardening. Levels below 0.001% by weight have not been found to be effective. For economic reasons, contents of at least 0.002% by weight, preferably of at least 0.003% by weight, can be permitted, since setting lower contents is technically very complex. The nitrogen content for the melt analysis is limited to a maximum of 0.02% by weight in order to prevent the formation of brittle structural components.
  • a maximum content of 0.01% by weight preferably a maximum content of 0.006% by weight, is set in order to avoid the undesired formation of coarse titanium nitrides (with optional Ti alloy), which have a negative impact on the toughness would affect.
  • optional alloying element boron it is bound by nitrogen if the aluminum or titanium content is not high enough.
  • Si is an optional alloying element that contributes to solid solution hardening and, depending on its content, can have a positive effect on better hardenability.
  • Si can suppress the formation of cementite, so that more carbon remains dissolved in the austenite, which in turn reduces the Tensitician conversion is promoted, so that a content of at least 0.05 wt .-% can be present.
  • the effectiveness of Si cannot be clearly demonstrated, but Si also does not have a negative effect on the properties of the steel.
  • the susceptibility to temper embrittlement can be reduced by adding Si by alloying. Therefore, in particular, a content of at least 0.2% by weight can be added.
  • the alloy element is therefore limited to a maximum of 1.5% by weight, in particular to a maximum of 0.9% by weight, in order to ensure adequate rollability, and is furthermore preferably to a maximum of 0.5% by weight, preferably to limited to a maximum of 0.4% by weight in order to reliably avoid the formation of red scale, which can negatively affect the effectiveness of further heat treatment processes due to its heat-insulating layer.
  • Si can be used to deoxidize the steel, if the use of AI is to be avoided for example to prevent undesired binding z. B. to avoid the N.
  • Al can contribute to deoxidation, which is why a content of at least 0.005% by weight, in particular at least 0.015% by weight, is optionally set.
  • the alloy element is preferred to avoid the formation of undesired intermetallic phases to a maximum of 2.0% by weight, in particular to a maximum of 1.0% by weight to ensure the best possible castability, preferably to a maximum of 0.5% by weight limited to a maximum of 0.1% by weight in order to essentially reduce and / or avoid undesired precipitations in the material, in particular in the form of non-metallic oxidic inclusions, which can negatively affect the material properties.
  • the Ge content can be set between 0.02 and 0.06% by weight.
  • AI can also be used to bind the nitrogen present in the steel, so that the optionally added boron can develop its strength-increasing effect, so it can be used in an alternative, preferred embodiment in contents of 0.07 to 0.10 wt. % are added, the combined use with the optional alloying elements B and Nb being particularly preferred.
  • Al can be specifically alloyed with a content between 1.0 to 2.0% by weight in order to further increase the lightweight construction potential by reducing the density.
  • Cr can also make a positive contribution to setting strength, in particular to hardenability, with a content of at least 0.05% by weight.
  • Cr can be used alone or in combination with elements other than carbide formers are used. Cr can effectively suppress the formation of ferrite and pearlite during the cooling process and thus enable a complete martensitic transformation.
  • the Cr content can in particular be adjusted to at least 0.1% by weight, preferably to at least 0.2% by weight. To increase the resistance to rusting, it is further preferred to use contents of at least 0.4% by weight, particularly preferably at least 0.6% by weight.
  • the alloying element is limited to a maximum of 3.0% by weight, to ensure adequate weldability, in particular to a maximum of 1.7% by weight, preferably to a maximum of 1.5% by weight, preferably to a maximum of 1, 0% by weight.
  • B can delay the structural transformation to ferritite / bainite and improve hardenability and strength, especially if N is bound by strong nitride formers such as Ti, Al and / or Nb, and can with a Ge content of at least 0 , 0001% by weight.
  • contents of at least 0.001% by weight, particularly preferably at least 0.002% by weight are preferably used.
  • the alloying element is limited to a maximum of 0.01% by weight, in particular to a maximum of 0.005% by weight, since higher contents can have a detrimental effect on the material properties, in particular with regard to the ductility at grain boundaries, and a reduction in hardness and / or strength.
  • Ti, V, Zr and / or W can be added as optional alloying elements individually or in combination for grain refinement, with Ti and W each being restricted to a maximum of 0.15% by weight and V and Zr to a maximum of 0.2% by weight are.
  • Ti can be used to bind N. Above all, however, these elements can be used as micro-alloy elements in order to form strength-increasing carbides, nitrides and / or carbonitrides.
  • Ti, V, Zr and / or W can be used individually or in combination with contents of at least 0.005% by weight.
  • Ti, V, Zr and / or W are preferably used individually or in combination with Ge holdings of at least 0.015% by weight.
  • the content of Ti would have to be at least 3.42 * N.
  • the alloying elements are particularly preferably limited in combination to a maximum of 0.2% by weight, in particular a maximum of 0.15% by weight, preferably a maximum of 0.10% by weight, since higher contents have a detrimental effect on the material properties, in particular are negative affect the toughness of the material.
  • Nb can be used as an optional alloying element. The use of Nb is preferred because Nb can increase the T NR and thus enable thermomechanical rolling.
  • the aim of hot rolling is initially to form a fine structure after rolling and (first) cooling.
  • part of the rolling deformation is carried out specifically at temperatures below the T NR. If a chemical composition is selected for which the T NR is too low, either active cooling would have to be used during rolling or rolling breaks for cooling would have to be introduced, which would reduce the economic efficiency of hot rolling.
  • the temperature is too low, rolling would run the risk of not being able to maintain the desired flatness in the end product.
  • the elements Ti and V can also be used to increase the T NR , but their effectiveness is less than in the case of Nb.
  • Nb can be used as a micro-alloy element in order to form strength-increasing carbides, nitrides and / or carbonitrides.
  • a minimum content of 0.005% by weight is selected when using Nb.
  • a content of at least 0.01% by weight can in particular be set.
  • the minimum content can preferably be set at 0.02% by weight.
  • the Nb content is limited to a maximum of 0.2% by weight, the effectiveness of increasing the Nb content clearly decreasing from 0.1% by weight, which is why a maximum of 0.1% by weight in particular is added become. If undesirably large precipitates containing Nb are formed, too large a proportion of the carbon content is no longer available for hardening the martensite, which is why 0.04% by weight is preferably selected as the maximum Nb content.
  • At least one of the aforementioned micro-alloy elements Nb, Ti and / or V is used to increase the T NR , where Nb + Ti + V> 0.015% by weight, preferably Nb + Ti + V> 0.020% by weight. % applies.
  • the elements Nb and / or Ti are used in a particularly preferred embodiment, where Nb + Ti> 0.015% by weight, preferably Nb + Ti> 0.020% by weight .-% applies.
  • Mo can optionally be added to increase strength and improve hardenability. Furthermore, Mo can have a positive effect on the toughness properties. Mo can be used as a carbide former to increase the yield strength and improve the toughness. To ensure the effectiveness of these effects, a content of at least 0.05% by weight, in particular at least 0.1% by weight, preferably at least 0.2% by weight. For reasons of cost, the maximum content is limited to 1.0% by weight, in particular to 0.7% by weight, particularly preferably to 0.31% by weight.
  • Cu as an optional alloying element can contribute to an increase in hardness with a content of 0.05% by weight to 1.5% by weight through solid solution hardening or precipitation hardening.
  • P is an iron companion that has a strong toughness-reducing effect and is one of the undesirable accompanying elements in wear and security steels. In order to use its strength-increasing effect, however, it can optionally be added with contents of at least 0.005% by weight. Due to its low diffusion rate, P can lead to severe segregation when the melt solidifies. For these reasons, the element is limited to a maximum of 0.15% by weight, in particular to a maximum of 0.06% by weight, preferably to a maximum of 0.03% by weight.
  • S is one of the technically unavoidable impurities and has a strong tendency to segregate in steel and forms unwanted FeS, which is why it has to be bonded with Mn.
  • the S content is therefore restricted to a maximum of 0.03% by weight, in particular to a maximum of 0.02% by weight, preferably to a maximum of 0.01% by weight, preferably to a maximum of 0.005% by weight.
  • Ca can optionally be added to the melt as a desulphurisation agent and for targeted sulphide influence in contents of up to 0.015% by weight, in particular up to 0.005% by weight, which leads to a changed plasticity of the sulphides 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.
  • Ni which can optionally be added up to a maximum of 5.0% by weight, can have a positive effect on the deformability and toughness of the material. By reducing the critical cooling rate, Ni can also increase through-hardening and, optionally, through-hardening. The effects described occur from a content of 0.1% by weight. In particular, a content of at least 0.2% by weight is added. Since the above-described hot rolling process can already be used to set a fine-grain structure, which leads to an increase in toughness, the use of high Ni contents is only particularly advantageous for large thicknesses d of at least 25 mm, in particular of at least 50 mm to ensure full hardening, the minimum content being 2.0% by weight. For reasons of cost, however, a lower alloy content of Ni is desirable.
  • the content is preferably a maximum of 2.0% by weight, in particular a maximum of 1.5% by weight a maximum of 1.3% by weight is set.
  • Ni and Mo can, individually or in combination, increase the hardenability of the material, but should preferably be alloyed in as low a content as possible, particularly for reasons of cost and to improve weldability.
  • contents are therefore preferably used for which the following applies: Ni + Mo ⁇ 3.0% by weight, particularly preferably Ni + Mo ⁇ 2.0% by weight.
  • the limit of 2.0% by weight applies in particular to thin sheet metal thicknesses d below 25 mm, but above all below 15 mm.
  • Sn, As and / or Co are alloying elements that can be counted among the impurities.
  • the contents are limited to a maximum of 0.05% by weight Sn, to a maximum of 0.2% by weight Co, to a maximum of 0.05% by weight As.
  • O is usually undesirable because it forms oxidic inclusions, for example with Al.
  • the maximum content for oxygen is therefore given as 0.01% by weight, in particular 0.005% by weight, preferably 0.002% by weight.
  • H is very mobile in interstitial spaces in steel and can lead to tears in the core, especially in high-strength steels when cooling during or after hot rolling.
  • the element hydrogen is therefore reduced to a content of a maximum of 0.001% by weight, in particular to a maximum of 0.0006% by weight, preferably to a maximum of 0.0004% by weight, preferably to a maximum of 0.0002% by weight.
  • the alloying elements specified as optional can in particular alternatively also be tolerated as impurities in contents below the specified minimum limits without affecting the properties of the steel product, preferably not worsening them.
  • the steel product is available as sheet metal with a thickness d between 3 and 150 mm, in particular between 4 and 100 mm, preferably between 6 and 80 mm, or as hot strip with a thickness d between 1.5 and 25 mm, in particular between 3 and 20 mm, preferably between 4 and 15 mm.
  • blanks or blanks can be worked out or cut or cut from the sheet metal or hot strip, which can be flat or shaped, depending on the component design also with narrow bending radii, by cold forming, especially in terms of wear or safety applications.
  • a preferred use of the steel product according to the invention can be used in a flat or shaped design as a component in security applications, for example as bullet-proof security steel.
  • the isotropic texture allows the material to flow evenly in all directions, so that when a projectile hits, no local overload, which would lead to premature failure of the component, can occur.
  • the steel product was wetted with water and cooled, in particular cooled to a temperature of less than 300 ° C., and then reeled into a coil. The coil was then cooled to ambient temperature.
  • a blank was cut off from the coil as a sample, which was then subjected to an austenitizing treatment.
  • a structure was established with essentially tempered martensite, tempered martensite with approx. 96% and unavoidable structural components (bainite). A hardness of approx. 640 HV was determined.
  • Table 1 summarizes the results of the texture determination and the calculated X-ray graphical r-values of the 11 mm thick, tempered sample:
  • Table 2 summarizes the results of the texture determination and the calculated X-ray graphical r-values 6 mm thick, tempered sample:
  • Table 3 summarizes the results of the texture determination and the calculated X-ray graphical r-values of the 28 mm thick, tempered sample:
  • Table 4 summarizes the results of the texture determination and the calculated X-ray graphical r-values of the 2.5 mm thick, tempered sample:
  • Table 5 summarizes the results of the texture determination and the calculated X-ray graphical r-values of the 7 mm thick, tempered sample:

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein entsprechendes Stahlprodukt
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein Stahlpro dukt mit einer Härte von mindestens 310 HV.
Im Bereich der Sicherheitsstahlanwendungen erhöht eine hohe Härte den Eindringwiderstand gegenüber Projektilen jedweder Art. Stähle mit hoher Härte neigen jedoch insbesondere bei stoßartigen Belastungen zu Ausbrüchen auf der Seite, welche der Belastung abgewandt ist. Dies wird im Stand der Technik beispielsweise durch mehrlagige Materialien gelöst, wobei eine Lage eine hohe Härte und eine andere die notwendige Zähigkeit aufweist, vgl. beispiels weise die Ausführungen in der europäischen Veröffentlichungsschrift EP 2 123 447 Al. Die Herstellung derartiger mehrlagiger Werkstoffverbunde ist jedoch sehr kostenintensiv.
Am Markt besteht neben einem steigenden Bedarf für immer höheren Schutz gegen Bedro hungen auch eine Nachfrage nach Gewichtsersparnis. Beim Auftreffen eines Projektils kommt es zu einer starken, aber lokal sehr eingegrenzten Verformung der Einschussstelle. Um ein Versagen des Materials sicher zu vermeiden, benötigt das Material eine besonders gute und vor allem gleichmäßige lokale Umformbarkeit. Durch eine gleichmäßig isotrope Textur würde das Material in alle Richtungen gleichermaßen fließen, und daher keine lokalen Überbelastun gen bilden, sodass sich daher bessere Beschusseigenschaften einstellen lassen würden.
Auch im Bereich der Verschleißstahlanwendungen sind hohe Härten erstrebenswert, welche einen hohen Widerstand bereitstellen, insbesondere gegen Impactbelastungen, die beispiels weise durch Schüttgut, welches in besonderen betrieblichen Situationen mit hoher Geschwin digkeit auf den Verschleißstahl trifft.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahl flachproduktes sowie ein entsprechendes Stahlprodukt bereit zu stellen, mit welchem bzw. welches eine im Vergleich zum Stand der Technik verbesserte gleichmäßige Umformeigen- schaft eingestellt werden kann.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1. Erfindungsgemäß ist ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes mit einer Härte von mindestens 310 HV vorgesehen, umfassend die Schritte:
Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:
C: 0,1 bis 0,6 %,
Mn: 0,05 bis 2,5 %, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) mit N: 0,001 bis 0,02 %,
Si: 0,05 bis 1,5 %,
AI: 0,005 bis 2,0 %,
Cr: 0,05 bis 3,0 %,
B: 0,0001 bis 0,01 %,
Ti: 0,005 bis 0,15 %,
V: 0,005 bis 0,2 %,
W: 0,005 bis 0,15 %,
Nb: 0,005 bis 0,2 %,
Zr: 0,005 bis 0,2 %,
Mo: 0,05 bis 1,0 %,
Cu: 0,05 bis 1,5 %,
P: 0,005 bis 0,15 %,
S: bis 0,03 %,
Ca: 0,0005 bis 0,015 %,
Ni: 0,1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,05 %,
Co: bis 0,2 %,
0: bis 0,01 %,
H: bis 0,001 %, wobei insbesondere die als optional angegebenen Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, Ca, Ni) alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden können, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D; Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Wiedererwärmungstemperatur oder Halten des Vorprodukts auf einer Haltetemperatur, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentli chen vollständig aus Austenit besteht, wobei insbesondere eine Temperatur von 1400°C nicht überschritten wird;
Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Stahlprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten auf eine Dicke d, wobei zwischen 70 % und 99 % der gesamten Dickenabnahme (von D nach d) bei einer Temperatur zwischen der Wiedererwärmungs- oder Haltetemperatur und einer Rekristallisationsstopptemperatur TNR und die restliche Dickenabnahme zwischen 1 % und 30 % zur Einstellung der Dicke d bei einer Temperatur zwischen TNR und TNR -250°C durchge führt wird, wobei TNR in °C, wie folgt, definiert ist: TNR = 887 + 464*C + (6445*Nb - 644*Vl\lb) + (732*V - 230*VV) + 890*Ti + 363*AI - 357*Si, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind;
Abkühlen des warmgewalzten Stahlprodukts auf eine Abkühltemperatur TK zwischen 0°C und 500°C;
Erwärmen des Stahlprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur TA oberhalb von Ac3, wobei Ac3 in °C, wie folgt, definiert ist: Ac3 = 902 - 255*C + 19*Si - ll*Mn - 5*Cr + 13*Mo - 20*Ni + 55*V, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind, und Halten bei einer Tem peratur TA für eine Dauer tAvon maximal 200 min;
Abschrecken des austenitisierten Stahlprodukts auf eine Abschrecktemperatur Ts von weniger als 500°C derart, dass sich in dem abgeschreckten Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV einstellt.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein Stahlprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 6.
Erfindungsgemäß ist ein Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,1 bis 0,6 %,
Mn: 0,05 bis 2,5 %, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) mit N: 0,001 bis 0,02 %,
Si: 0,05 bis 1,5 %,
AI: 0,005 bis 2,0 %,
Cr: 0,05 bis 3,0 %, B: 0,0001 bis 0,01 %,
Ti: 0,005 bis 0,15 %,
V: 0,005 bis 0,2 %,
W: 0,005 bis 0,15 %,
Nb: 0,005 bis 0,2 %,
Zr: 0,005 bis 0,2 %,
Mo: 0,05 bis 1,0 %,
Cu: 0,05 bis 1,5 %,
P: 0,005 bis 0,15 %,
S: bis 0,03 %,
Ca: 0,0005 bis 0,015 %,
Ni: 0,1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,05 %,
Co: bis 0,2 %,
0: bis 0,01 %,
H: bis 0,001 %, besteht, wobei insbesondere die als optional angegebenen Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, Ca, Ni) alternativ auch als Verunreinigun gen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden können, ohne die Eigenschaften des Stahlprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern, wobei das Stahlprodukt eine senkrechte Anisotropie mit einem r-Wert rm zwischen 0,5 und 2,0 aufweist, wobei rm wie folgt definiert ist: rm = (r0° + 2*r45° + r90°)/4, und die Werte r0°,r45° und r90° in einer definierten Ebene aus den Daten einer röntgenographischen Texturbestimmung nach DIN EN 13925 berechnet worden sind und sich auf Winkel von 0°, 45° bzw. 90° zur Walzrichtung beziehen.
Durch das Zusammenspiel der unterschiedlichen Eigenschaften kann ein im Vergleich zum Stand der Technik wirtschaftlich hergestelltes Stahlprodukt mit hoher Härte und verbesserter gleichmäßiger Umformeigenschaft bereitgestellt werden, sodass das Stahlprodukt vorzugs weise als Sicherheitsstahl bzw. Verschleißstahl verwendet werden kann.
Der r-Wert kann standardmäßig nach DIN EN ISO 10113 im einachsigen Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892-1 ermittelt werden. Der dabei ermittelte r-Wert ist als integrale Größe über die (Gesamt-) Dicke d eines Werkstoffs zu verstehen. Der im Zugversuch ermittelte r-Wert ist nicht vergleichbar mit einem r-Wert rm in einer (definierten) Ebene, welcher aus den Daten ei ner röntgenographischen Texturbestimmung berechnet wurde. Zudem ist die Bestimmung des r-Wertes aus einem Zugversuch für die hier betrachteten Werkstoffe häufig nicht oder nur unter hohem Aufwand anwendbar, da die im Zugversuch für die Bestimmung des r-Wertes technisch erforderliche minimale Gleichmaßdehnung insbesondere bei hohen Härten des Ma terials nicht erreicht wird. Daher ist die Ermittlung des r-Wertes auf Basis einer röntgenogra phischen Texturbestimmung hier vorzuziehen.
Die definierte Ebene umfasst mindestens eine oder mehrere der Ebenen an der Oberfläche, 1/10 entlang der Dicke, 1/3 entlang der Dicke und 1/2 entlang der Dicke des Stahlprodukts. Insbesondere umfasst die definierte Ebene die Ebene 1/3 entlang der Dicke des Stahlpro dukts. Besonders bevorzugt umfasst die definierte Ebene jede einzelne der Ebenen 1/10, 1/3 und 1/2 entlang der Dicke des Stahlprodukts. Die definierten Ebenen entlang der Dicke des Stahlprodukts sind dabei so definiert, dass beispielsweise für die definierte Ebene 1/10 ent lang der Dicke des Stahlprodukts 1/10 des Materials näher zur ersten Oberfläche des Stahl produktes und 9/10 des Materials näher zur zweiten Oberfläche des Stahlprodukts liegen.
Die Isotropie eines Werkstoffes wird durch die Textur und den r-Wert beschrieben. Insbeson dere ist hierbei die Konstanz über die (Gesamt-) Dicke relevant. Zur Ermittlung der Textur und des r-Wertes über die Dicke, insbesondere in definierten Ebenen wird eine röntgenographi sche Texturbestimmung gemäß DIN EN 13925 durchgeführt. Hierbei werden vorzugsweise vier repräsentative (Mess-)Ebenen beispielsweise an einer Probe über die Dicke (z.B. Oberflä che, 1/10 der Dicke, 1/3 der Dicke und 1/2 der Dicke) insbesondere durch mechanisches Schleifen und/oder chemisches Glänzen präpariert. Mit konventionellen Laborröntgendiffrakto metern, die mit monochromatischer Co-Ka- oder Cu-Ka-Strahlung analysieren, kann das tetragonal verzerrte Gitter des Martensits nicht von dem unverzerrten Gitter des Ferrits unter schieden werden, sodass im Folgenden die Texturbestimmung an Ferrit beschrieben wird, obwohl im Stahlprodukt Martensit vorliegt. An diesen definierten (Mess-)Ebenen werden die {110}-, {200}- und {21 l}-Polfiguren des Ferrits gemessen und daraus die Orientierungsvertei lung als Reihenentwicklung aus Gliedern mit geraden und ungeraden Koeffizienten bestimmt. Der röntgenographische r-Wert wird mit Hilfe der Koeffizienten der Reihenentwicklung berech net, vgl. auch „H.-J. Bunge, Texture Analysis in Materials Science: mathematical methods, Göttingen: Cuvillier, 1993“ oder „H.-J. Bunge, Program System: Physical Properties of Textu- red Materials, Göttingen: Cuvillier, 2001“. Zur Messung der Polfiguren, aus denen der röntge nographische r-Wert bestimmt wird, kann beispielsweise ein Diffraktometer des Typs „X’PERT MPD Pro“ der Firma Panalytical, welches mit einer Eulerwiege ausgerüstet ist, verwendet wer den. Bei einer Eulerwiege handelt es sich um einen messtechnischen Aufbau, der eine defi nierte Probenkippung und -drehung im Zentrum des Diffraktometers ermöglicht.
In jeder definierten Ebene über die Dicke des Materials können die Parameter rm, r0°, r45° und r90° bestimmt werden. Hierbei ist rm wie folgt definiert: rm = (r0° + 2*r45° + r90°)/4. Die Werte r0°, r45° und r90° werden insbesondere in einer definierten Ebene aus den Daten von röntgenogra phischen Texturmessungen bestimmt und beziehen sich auf Winkel von 0°, 45° bzw. 90° zur Walzrichtung. Erfindungsgemäß weist das Stahlprodukt Werte von 0,5 < rm < 2, insbesondere 0,75 < rm < 1,5, vorzugsweise 0,9 < rm < 1,15, bevorzugt 0,95 < rm < 1,05 auf, um einen gleichmäßig isotropen Verlauf der Textur vorzugsweise im Kern des Stahlproduktes, beson ders bevorzugt über die gesamte Dicke und in jeder definierten Ebene sicherzustellen. Als Kern des Stahlproduktes wird in dieser Anmeldung das gesamte Stahlprodukt über seine Di cke abzüglich der auf der Ober- und Unterseite jeweils oberflächennächsten 10% des Materi als bezeichnet.
Des Weiteren kann in der definierten Ebene bezogen auf die Walzrichtung ein isotropes Ver halten eingestellt werden, wenn die Differenz der walzrichtungsabhängigen r-Werte in der Ebe ne -0,5 < Ar < +0,5 beträgt, wobei für Ar = (r0° + r90°)/2 - r45° gilt. Insbesondere beträgt die Differenz -0,3 < Ar < +0,3, vorzugsweise -0,1 < Ar < +0,1, bevorzugt -0,08 < Ar < +0,08, be sonders bevorzugt -0,05 < Ar < +0,05 um ein richtungsabhängiges Fließen beim Umformen bzw. Belasten im Wesentlichen zu vermeiden.
Die Isotropie zeigt sich des Weiteren auch dadurch, dass für einen Mittelwert der Orientie rungsdichte f(g) gemäß „Fl.-J. Bunge, Texture Analysis in Materials Science: mathematical methods, Göttingen: Cuvillier, 1993“ bei den drei kristallographischen Orientierungen (223)<110>, (332)<113> und (110)<114>, im Folgenden mit f(g)R definiert, wobei f(g)R < 5, insbesondere f(g)R < 2, vorzugsweise f(g)R < 1,5 entspricht.
Auch die angegebenen Werte für Ar und f(g)R gelten dabei vorzugsweise im Kern des Stahl produktes, besonders bevorzugt über die gesamte Dicke und in jeder definierten Ebene.
Diese isotrope und gleichmäßig ausgeprägte Textur verhält sich insbesondere bei einem Si cherheitsstahl bei einem Beschuss besonders vorteilhaft, da sich das Material in alle Richtun gen gleich verformt und es zu keiner lokalen übermäßigen Materialschwächung oder gar Riss bildung kommt, wie sie auftreten würden, wenn bei geringen Dicken d bestimmte Richtungen einen größeren Anteil der Verformung tragen müssten als andere. Durch eine möglichst iso trope Textur, insbesondere im gesamten Stahlprodukt, kann eine verbesserte ballistische Per formance bei einem Sicherheitsstahl erreicht werden. Ein entsprechender Sicherheitsstahl, der aus Leichtbaugründen in einem geschützten Fahrzeug in verhältnismäßig geringer Dicke, beispielsweise kleiner 15 mm, eingesetzt wird, wobei sich die Verhältnismäßigkeit an der je weiligen Belastung, beispielsweise der Beschussklasse, orientiert, zeigt, dass eine isotrope Textur sich besonders positiv bei einem Beschuss auswirken kann.
Beschussuntersuchungen werden beispielsweise gemäß der Prüfrichtlinie VPAM PM 2007, Fassung 2 mit Stand vom 31.01.2014 durchgeführt, welche im Internet unter www.vpam.eu abzurufen ist. Beispielsweise kann die Prüfung mit der Prüfstufe 9 gemäß der Prüfrichtlinie VPAM APR 2006, Fassung 2 mit Stand vom 30.11.2014 erfolgen, die ebenfalls im Internet unter www.vpam.eu abzurufen ist. Die VPAM Prüfrichtlinie beschreibt die Prüfung durch schusshemmender plattenartiger Materialien.
Erfindungsgemäße Sicherheits- und Verschleißstähle mit isotroper Textur zeichnen sich da durch aus, dass sie Belastungen schon bei geringerer Dicke Stand halten als handelsübliche Sicherheits- und Verschleißstähle.
Wird das Stahlprodukt in seiner gesamten Dicke d einer Zugprüfung unterzogen, ergibt sich eine Streckgrenze von mindestens 500 MPa, insbesondere von mindestens 650 MPa, vor zugsweise von mindestens 800 MPa, besonders bevorzugt von mindestens 950 MPa. Die Zugfestigkeiten können zwischen 800 und 1500 MPa und höher liegen, wobei die Streckgren ze wie auch die Zugfestigkeit als integrale Größe über die (Gesamt-) Dicke d des Stahlprodukts im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelt wird.
Abhängig von der Kombination der Legierungselemente und der anschließenden Wärmebe handlung wird in dem Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV, insbesondere min destens 400 HV, vorzugsweise mindestens 450 HV, um einen ausreichenden Widerstand be reitstellen zu können. In einer bevorzugten Ausführung werden Stahlprodukte erzeugt, die sich besonders für den Leichtbau im Schutz gegen Beschuss mit Hartkerngeschossen eignen, wie sie in den Beschussklassen der Prüfstufen 8 und höher gemäß der Prüfrichtlinie VPAM APR 2006, Fassung 2 mit Stand vom 30.11.2014 vorgesehen sind. In dieser Ausfüh rung weist das Stahlprodukt eine Härte von mindestens 490 HV, bevorzugt mindestens 590 HV, weiter bevorzugt mindestens 640 HV, besonders bevorzugt mindestens 660 HV auf. Die Härte kann auf maximal 820 HV, insbesondere auf maximal 780 HV, vorzugsweise auf maxi- mal 750 HV eingeschränkt werden, um eine gewisse Duktilität gewährleisten zu können. HV entspricht der Vickers-Härte und wird nach DIN EN ISO 6507-1:2016 ermittelt.
Das Stahlprodukt weist nach dem Härten und einem optionalen Anlassen ein Gefüge auf, wel ches größtenteils aus Martensit und/oder angelassenem Martensit besteht. Insbesondere ent hält das Gefüge mindestens 80% Martensit und/oder angelassenen Martensit, vorzugsweise mindestens 90% Martensit und/oder angelassenen Martensit, bevorzugt mindestens 95% Martensit und/oder angelassenen Martensit, wobei andere bzw. verbleibende Gefügebestand teile in Form von Bainit, Austenit, Restaustenit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können. Auch Ausscheidungen wie Carbide, Nitride und/oder Oxide sowie deren Mischformen können im Gefüge vorhanden sein. Besteht das Gefüge zu 100 % aus Martensit, kann die höchstmögliche Härte, insbesondere in Verbindung mit den entsprechend eingesetzten Legie rungselementen, bereitgestellt werden.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Legierungsele mente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestandteile wer den durch Auswertung licht- oder elektronenmikroskopischer Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders er wähnt.
Nach dem Vergießen einer Schmelze mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der angegebenen Spannen zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D, beispielsweise in einer Strang gießanlage oder Gießwalzanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, beispielsweise im Falle der Gießwalzanlage, sodass das Vorprodukt auf einer Haltetemperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Wiedererwärmungs temperatur wiedererwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleich- oder Wiedererwärmungs ofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig auflösen. Wird die Schmelze bei spielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschlie ßend zugelassen, sodass sich die Brammen durch natürliche Abkühlung auf Umgebungstem peratur abkühlen. Alternativ kann zur Vermeidung von Heißrissen ein vollständiges Abkühlen mit Hilfe einer isolierenden Lagerung oder einer Ofenlagerung entweder vollständig vermieden oder signifikant verzögert werden. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird anschließend beispielsweise in einem Stoß- oder Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Wiedererwärmungstemperatur wiedererwärmt, bei welcher das Gefüge des Vorpro dukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht, insbesondere bei einer Temperatur oberhalb von Ac3, vorzugsweise oberhalb von Ac3 + 50°C, um sicherzustellen, dass ein voll ständig austenitisches Gefüge vorliegt. Zur Verringerung des Verformungswiderstands wird bevorzugt eine Temperatur von mindestens 1000°C, zum Sicherstellen der möglichst vollstän digen Auflösung eventuell vorhandener Ausscheidungen besonders bevorzugt von mindes tens 1100°C gewählt. Die Halte- bzw. Wiedererwärmungstemperatur sollte eine Temperatur von 1400°C, insbesondere von 1300°C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen der Vorproduktoberfläche zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen wird die Halte- bzw. Wiedererwärmungstemperatur bevorzugt auf maximal 1260°C beschränkt, besonders bevorzugt auf maximal 1250°C beschränkt, um eine zu starke Kornvergröberung zu vermeiden.
Das warme Vorprodukt mit einem vorzugsweise im Wesentlichen vollständig austenitischen Gefüge wird in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einer Walzendtemperatur zwischen 600 und 1200 °C zu einem Stahlprodukt auf eine Dicke d warmgewalzt, wobei zwischen 70 % und 99 % der gesamten Dickenabnahme (von D nach d) bei einer Temperatur zwischen der Wiedererwärmungs- oder Haltetemperatur und einer Rekristallisationsstopptemperatur TNR und die restliche Dickenabnahme zwischen 1 % und 30 % zur Einstellung der Dicke d bei einer Temperatur zwischen TNR und TNR -250°C durchgeführt wird, wobei TNR in °C, wie folgt, defi niert ist: TNR = 887 + 464*C + (6445*Nb - 644*Vl\lb) + (732 *V - 230*VV) + 890*Ti + 363*AI - 357*Si, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind.
Um eine gezielte isotrope Textur im Stahlprodukt einstellen zu können, ist es erforderlich, dass eine Temperaturführung während der Walzung so gesteuert wird, dass durch vielfach wieder holte Rekristallisation ein besonders feines Walzgefüge entsteht. Hierzu werden mindestens 70 %, insbesondere mindestens 80 %, vorzugsweise mindestens 85 % und maximal 99 %, insbesondere maximal 95 % der gesamten Dickenabnahme zunächst bei Temperaturen zwi schen der Widererwärmungstemperatur oder Haltetemperatur und der Rekristallisationsstopp temperatur TNR durchgeführt. Die restliche Dickenabnahme von mindestens 1 %, insbesonde re mindestens 5 % und maximal 30 %, insbesondere maximal 20 %, vorzugsweise maximal 15 % zur Einstellung der Dicke d findet dann bei einer Temperatur zwischen TNR und TNR — 250 °C statt. Zur Vermeidung von Kühlpausen sowie zur Gewährleistung einer möglichst hohen Ebenheit wird die restliche Dickenabnahme insbesondere zwischen TNR und TNR - 150 °C, vor zugsweise zwischen TNR und TNR - 100 °C durchgeführt. Durch diese restliche Dickenabnahme unterhalb von TNR wird die austenitische Gefügestruktur verzerrt, was die spätere Keimbildung für eine anschließende Phasenumwandlung zu Ferrit, Perlit, Bainit und/oder Martensit erleich tert.
Hierdurch wird beim anschließenden Abkühlen des warmgewalzten Stahlprodukts auf eine Abkühltemperatur TK zwischen 0°C und 500°C die Bildung eines sehr feinen ferritisch-perliti- schen Gefüges begünstigt, wobei je nach Abkühlgeschwindigkeit und Legierungszusammen setzung auch bainitische und gegebenenfalls auch martensitische Gefügeanteile entstehen können, wobei die bainitischen und/oder martensitischen Gefügeanteile sich durch das vorge nannte Walzverfahren ebenfalls sehr fein ausbilden. Nach dem Warmwalzen kühlt das Stahl produkt zunächst auf eine TK von unter 500°C ab, um unerwünschte Effekte wie Kornwachs tum oder Vergröberung von Ausscheidungen zu vermeiden. Die Abkühlung kann dabei so wohl im Coil oder als Blech an Luft als auch durch Beaufschlagung mit einem Kühlmedium wie beispielsweise Wasser oder Öl stattfinden. Aus logistischen Gründen kann TK bevorzugt auf unter 100°C, besonders bevorzugt auf eine TK nahe 0°C bzw. 20°C eingestellt werden, um einer unerwünschten Diffusion der Legierungselemente vorzubeugen.
Soll das Vorprodukt beispielsweise zu einem Stahlprodukt in Blechform beispielsweise mit einer Dicke d zwischen 3 und 150 mm, insbesondere zwischen 4 und 100 mm, vorzugsweise zwischen 6 und 80 mm, warmgewalzt werden, wird das Warmwalzen in einem oder mehreren Walzgerüsten, vorzugsweise in einem der Fachwelt bekannten Quarto-Walzgerüst, durchge führt.
Soll alternativ das Vorprodukt beispielsweise zu einem Stahlprodukt in Form eines Warm bands mit einer Dicke d zwischen 1,5 und 25 mm, insbesondere zwischen 3 und 20 mm, vor zugsweise zwischen 4 und 15 mm, warmgewalzt werden, wird das Warmwalzen in mehreren Walzgerüsten, insbesondere in einer mehrgerüstigen Fertigstaffel durchgeführt.
Zur Einstellung der gewünschten Härte im Stahlprodukt wird dieses einer Austenitisierungs behandlung unterzogen, die derart ausgestaltet ist, dass sich ein insbesondere homogenes Austenitgefüge vor der anschließenden Härtung einstellt. Dieses Austenitgefüge ist dadurch gekennzeichnet, dass es gleichmäßige Korngrößen und geringe Kornstreckungen aufweist und dass die Austenittextur keine ausgeprägten Vorzugsorientierungen aufweist, also mög lichst isotrop ist. Das Austenitgefüge und insbesondere die Austenittextur lassen sich jedoch nicht oder nur mit sehr hohem technischen Aufwand direkt bestimmen, da hierfür eine elek tronenmikroskopische bzw. röntgenographische Untersuchung während der Austenitisie rungsbehandlung erforderlich wäre. Daher kann zum Nachweis der oben genannten Eigen schaften des Austenitgefüges sowie der Austenittextur alternativ am gehärteten oder vergüte ten Material eine EBSD-Untersuchung am Martensit oder angelassenen Martensit vorgenom men werden. Anschließend kann zur Austenitkornrekonstruktion auf die Software ARPGE zu rückgegriffen werden. Die hierbei angewandte Methode wurde erstmals im Artikel „Recon struction 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. Aus der Austenitkornrekonstruktion lassen sich dann mit üblichen Verfahren die Austenitkorngröße, Austenitkornstreckung und Austenit textur bestimmen.
Das Stahlprodukt wird bei der Austenitisierungsbehandlung zunächst auf eine Austenitisie rungstemperatur TA oberhalb von Ac3 erwärmt, wobei Ac3 in °C, wie folgt, definiert ist: Ac3 = 902 - 255*C + 19*Si - ll*Mn - 5*Cr + 13*Mo - 20*Ni + 55*V, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind, und bei der Temperatur TA für eine Dauer tAvon maximal 200 min gehalten. Das homogene Austenitgefüge kann insbesondere dadurch entstehen, dass wäh rend der Austenitisierungsbehandlung ein gezieltes Austenitkornwachstum angeregt wird. Hierbei können zufällig orientierte, spannungsarme Austenitkörner auf Kosten stärker ver formter Bereiche wachsen, welche durch die aus dem Warmwalzprozess herrührende Vor zugstextur (Verzerrung) vollständig oder annähernd vollständig abgebaut wird. Dadurch, dass durch den Walzprozess ein sehr feines Gefüge eingestellt worden war, kann trotz des Austenit kornwachstum das Entstehen zu großer durchschnittliche Austenitkörner vermieden werden. TA wird zur Sicherstellung des Kornwachstums auf eine Temperatur von mindestens 20 °C oberhalb Ac3-Temperatur eingestellt. Die Differenz zwischen TA und Ac3 wird als Überhitzung TÜ = TA - Ac3 bezeichnet. Um eine zu lange tA zu vermeiden, wird TÜ insbesondere auf mindestens 50 °C, vorzugsweise auf mindestens 100 °C, bevorzugt auf mindestens 120 °C eingestellt. Aus energetischen Gründen wird TA auf maximal 1100°C eingestellt. Außerdem können die Mikrolegierungselemente ein Austenitkornwachstum im Temperaturbereich bis 1100°C verhindern. Da bei zu hohen Überhitzungen eine sehr präzise Kontrolle der Überhit- zungsdauer erforderlich wäre, um das Austenitkornwachstum im gewünschten Rahmen halten zu können, wird TQ auf maximal 300°C, insbesondere auf maximal 220 °C, vorzugsweise auf maximal 180 °C festgelegt. tA wird aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 200 min, insbesondere auf maximal 150 min, vorzugsweise auf maximal 120 min, bevorzugt auf maxi mal 100 min beschränkt. Bevorzugt werden zur Einstellung eines Mindestmaßes an Austenit kornwachstum tA und TQ SO gewählt, dass gilt tA* TQ > 300°C*min. Dass ein Mindestmaß an Austenitkornwachstum stattgefunden hat, lässt sich durch Vergleichsversuche zwischen einer Austenitisierung mit technisch minimalen Werten für tA und TQ und der erfindungsge mäßen Austenitisierung belegen. Zudem zeigt die Austenitkornrekonstruktion bei einer erfin dungsgemäßen Austenitisierung deutlich weniger Kornstreckung als vor der Austenitisierung. Zur Gewährleistung der Homogenität des Gefüges nach dem gezielten, geringfügigen Korn wachstum wird insbesondere tA* TQ > 600°C*min, vorzugsweise tA* TQ > 1000°C*min, ein gestellt. Eine zu lange tA führt bei zu hoher Überhitzung dazu, dass eine sehr grobe und/oder ungleichmäßige Austenitkornstruktur entsteht, da an der Oberfläche höhere Temperaturen zu erwarten sind als im Kern, was wiederum die Zähigkeit des Verschleiß- oder Sicherheitsstahls nach der Härtung negativ beeinflussen würde. Eine sehr grobe Austenitkornstruktur weist in der Austenitkornrekonstruktion einen gemittelten äguivalenten Korndurchmesser von mehr als 0,02 mm auf. Eine sehr ungleichmäßige Austenitkornstruktur weist in der Austenitkornrekon struktion sowohl zumindest einzelne Körner mit einem äguivalenten Korndurchmesser von über 0,05 mm als auch Körner mit einem äguivalenten Korndurchmesser von weniger als 0,02 mm auf. Daher werden tA und TQ insbesondere so eingestellt, dass gilt tA* TQ < 10000°C*min, insbesondere tA* TQ < 5000°C*min, vorzugsweise tA* TQ < 3000°C*min.
Optional kann die Austenitisierungsbehandlung mehrfach durchgeführt werden, um ein be sonders homogenes Gefüge zu erreichen.
Im Anschluss an die letzte, optional auch im Anschluss an eine der vorher durchgeführten Austenitisierungsbehandlung wird das austenitisierte Stahlprodukt auf eine Abschrecktempe ratur Ts von weniger als 500°C, insbesondere weniger als 300°C, vorzugsweise weniger als 100°C derart abgeschreckt, dass sich in dem abgeschreckten Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV einstellt. Insbesondere in Abhängigkeit von der Abkühlgeschwindigkeit und insbesondere auch bedingt durch die Gehalte der Legierungselemente, insbesondere des Kohlenstoffs, ist die Höhe der Härte beeinflussbar, sodass bevorzugt das austenitisierte Stahl produkt aktiv mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 10 K/s, insbesondere von min destens 30 K/s, bevorzugt von mindestens 80 K/s abgekühlt wird. Gemäß einer Ausgestaltung kann zur Erhöhung der Duktilität das abgeschreckte Stahlprodukt angelassen werden, wodurch ein vergütetes, im Wesentlichen aus angelassenem Martensit bestehendes Gefüge entsteht. Die Anlasstemperatur Tv und Anlassdauer tv der Anlassbe handlung können je nach Zusammensetzung der Legierungselemente und gewünschtem An lasseffekt gewählt werden. Für die Wirksamkeit der Behandlung haben sich Werte von T von mindestens 150°C und t von mindestens 1 min als hilfreich gezeigt. Um einen erkennbaren Duktilitätsgewinn zu erreichen, werden insbesondere T von mindestens 200 °C und t von mindestens 2 min gewählt. Zur Vermeidung einer übermäßigen Verringerung der Härte wird die Anlassbehandlung Tv auf maximal 750 °C und tv auf maximal 120 min beschränkt. Eine hohe Tv und/oder tv erfordert einen relativ hohen Kohlenstoffgehalt zur Einstellung des ge wünschten Härteniveaus. Da dies die Schweißbarkeit negativ beeinflusst, wird insbesondere Tv auf maximal 670 °C und tv auf maximal 45 min gewählt. Die Verfahren zur Anlassbehand lung entsprechen dabei den üblichen, im Stand der Technik offenbarten Vorgehensweisen für vergütete Werkstoffe.
Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahlprodukts sind, wie folgt, angege ben:
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 beiträgt oder mit Fe, Cr, Mo, Ti, Nb, Zr, 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 Gehal ten von mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,15 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,2 Gew.-% vorhanden, um die gewünschte Härte zu erreichen bzw. einzu stellen. Mit höherer Härte nimmt auch die Sprödigkeit zu, sodass der Gehalt auf maximal 0,6 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,55 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,50 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,47 Gew.-% beschränkt ist, um die Werkstoffeigenschaften, insbe sondere die Duktilität, nicht negativ zu beeinflussen und eine ausreichende Schweißbarkeit sicherzustellen. In einer bevorzugten Ausführung werden Stahlprodukte erzeugt, die sich be sonders für den Leichtbau im Schutz gegen Beschuss mit Hartkerngeschossen eignen, wie sie in den Beschussklassen der Prüfstufen 8 und höher gemäß der Prüfrichtlinie VPAM APR 2006, Fassung 2 mit Stand vom 30.11.2014 vorgesehen sind. In dieser Ausführung weist das Stahlprodukt eine Härte von mindestens 490 HV, bevorzugt mindestens 590 HV, weiter bevorzugt mindestens 640 HV, besonders bevorzugt mindestens 660 HV. Um dies zu errei chen, werden bevorzugt C-Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 0,37 Gew.-% eingestellt.
Mn ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt und insbesondere zum Abbinden von S zu MnS eingesetzt wird, um die Bildung spröder intermediärer/intermetallischer Phasen wie FeS zu vermeiden, sodass ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere min destens 0,2 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,5 Gew.-% vorhanden ist. Mangan setzt die kritische Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Das Legierungs element ist auf maximal 2,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,9 Gew.-%, um eine ausrei chende Schweißbarkeit und ein gutes Umformverhalten sicherzustellen. Zudem wirkt Mn stark seigernd und ist daher vorzugsweise auf maximal 1,5 Gew.-% beschränkt.
Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) enthalten.
N kann als optionales Legierungselement mit einem Mindestgehalt von 0,001 Gew.-% mit ähnlicher Wirkung wie C eingesetzt werden, denn seine Fähigkeit zur Nitridbildung sowie seine martensitbildenden Eigenschaften können sich positiv auf die Festigkeit auswirken. Bei Anwe senheit von AI können sich zudem Aluminiumnitride bilden, die die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern. Zudem kann N die Härte des gebildeten Martensits bei der Härtung erhöhen. Unterhalb von 0,001 Gew.-% liegende Gehalte haben sich als nicht wirksam herausgestellt. Aus wirtschaftlichen Gründen können Gehalte insbesondere von mindestens 0,002 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,003 Gew.-% zugelassen werden, da die Ein stellung niedrigerer Gehalte technisch sehr aufwändig ist. Der Stickstoffgehalt für die Schmel zenanalyse ist auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt, um der Entstehung spröder Gefügebe standteile vorzubeugen. Insbesondere wird ein maximaler Gehalt von 0,01 Gew.-%, vorzugs weise ein maximaler Gehalt von 0,006 Gew.-% eingestellt, um die unerwünschte Bildung gro ber Titannitride (bei optionaler Ti-Legierung) 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 sein sollte.
Si ist ein optionales Legierungselement, das zur Mischkristallhärtung beitragen und sich je nach Gehalt positiv in einer besseren Härtbarkeit auswirken kann. Si kann die Zementitbildung unterdrücken, sodass mehr Kohlenstoff im Austenit gelöst bleibt, wodurch wiederum die mar- tensitische Umwandlung gefördert wird, so dass ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% vor handen sein kann. Bei geringeren Gehalten ist eine Wirksamkeit von Si nicht klar nachweis bar, wobei sich Si aber auch nicht negativ auf die Eigenschaften des Stahls auswirkt. Neben der Verbesserung der Härtbarkeit lässt sich die Anfälligkeit gegenüber Anlassversprödung durch Zulegieren von Si reduzieren. Daher kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% zulegiert werden. Wird dem Stahl zu viel Silizium zugegeben, hat dies einen negativen Einfluss auf die Schweißbarkeit, das Verformungsvermögen und die Zähigkeitseigenschaften. Daher ist das Legierungselement auf maximal 1,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,9 Gew.-% beschränkt, um eine ausreichende Walzbarkeit sicherzustellen, und wird darüber hin aus vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,4 Gew.-% beschränkt, um die Bildung von Rotzunder sicher zu vermeiden, welcher durch seine wärmeisolierende Schicht die Wirksamkeit weiterer Wärmebehandlungsverfahrens negativ beeinträchtigen kann. Zudem kann Si zur Desoxidation des Stahls verwendet werden, falls der Einsatz von AI bei spielsweise vermieden werden soll, um eine unerwünschte Abbindung z. B. von N zu vermei den.
AI kann zur Desoxidation beitragen, weshalb optional ein Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% eingestellt wird. Das Legierungsele ment ist zur Vermeidung der Bildung unerwünschter intermetallischer Phasen auf maximal 2,0 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,0 Gew.-% zur Gewährleistung einer möglichst guten Vergießbarkeit, vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,1 Gew.-% beschränkt, um unerwünschte Ausscheidungen im Werkstoff insbesondere in Form von nicht metallischen oxidischen Einschlüssen im Wesentlichen zu reduzieren und/oder zu vermeiden, welche die Werkstoffeigenschaften negativ beeinflussen können. Beispielsweise kann der Ge halt zwischen 0,02 und 0,06 Gew.-% eingestellt werden. AI kann auch dafür eingesetzt wer den, den im Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, sodass das optional zulegierte Bor sei ne festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann, daher kann es in einer alternativen, bevor zugten Ausführung in Gehalten von 0,07 bis 0,10 Gew.-% zugegeben werden, wobei der kom binierte Einsatz mit den optionalen Legierungselementen B und Nb besonders bevorzugt wird. In einer weiteren, alternativen Ausführung kann AI mit einem Gehalt zwischen 1,0 bis 2,0 Gew.-% gezielt legiert werden, um durch Dichtereduktion das Leichtbaupotenzial weiter zu erhöhen.
Cr kann als optionales Legierungselement je nach Gehalt auch zur Einstellung der Festigkeit, insbesondere positiv zur Härtbarkeit beitragen, mit einem Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%. Zudem kann Cr allein oder in Kombination mit anderen Elementen als Karbid- bildner eingesetzt werden. Cr kann effektiv die Bildung von Ferrit und Perlit während des Ab kühlvorganges unterdrücken und so eine vollständige martensitische Umwandlung ermögli chen. Wegen der positiven Wirkung auf die Zähigkeit des Materials kann der Cr-Gehalt insbe sondere auf mindestens 0,1 Gew.-%, vorzugsweise auf mindestens 0,2 Gew.-% eingestellt werden. Zur Erhöhung des Widerstandes gegen Abrostung werden weiter bevorzugt Gehalte von mindestens 0,4 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,6 Gew.-% eingesetzt. Das Legierungselement ist aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 3,0 Gew.-%, zur Gewährleis tung einer ausreichenden Schweißbarkeit insbesondere auf maximal 1,7 Gew.-%, vorzugswei se auf maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 1,0 Gew.-% beschränkt.
B kann als optionales Legierungselement in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Fer rit/Bainit verzögern und die Härtbarkeit und Festigkeit verbessern, insbesondere, wenn N durch starke Nitridbildner wie Ti, AI und/oder Nb abgebunden wird, und kann mit einem Ge halt von mindestens 0,0001 Gew.-% vorhanden sein. Um den genannten Effekt zu vergrö ßern, werden bevorzugt Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-%, besonders bevorzugt min destens 0,002 Gew.-% eingesetzt. Das Legierungselement ist auf maximal 0,01 Gew.-%, ins besondere auf maximal 0,005 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere bezogen auf die Duktilität an Korngrenzen, auswirken können und eine Reduzierung der Härte und/oder Festigkeit zur Folge hätten.
Ti, V, Zr und/oder W können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung zulegiert werden, wobei Ti und W jeweils auf maximal 0,15 Gew.-% und V und Zr auf maximal 0,2 Gew.-% eingeschränkt sind. Zudem kann Ti zur Abbindung von N ver wendet werden. Vor allem aber können diese Elemente als Mikrolegierungselemente einge setzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können Ti, V, Zr und/oder W einzeln oder in Kombination mit Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt werden. Zur Erhöhung der festigkeitsstei gernden Wirkung werden Ti, V, Zr und/oder W bevorzugt einzeln oder in Kombination mit Ge halten von mindestens 0,015 Gew.-% verwendet. Zur vollständigen Abbindung von N wäre der Gehalt an Ti mit mindestens 3,42*N vorzusehen. Die Legierungselemente sind besonders bevorzugt in Kombination auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,10 Gew.-% beschränkt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere sich negativ auf die Zähigkeit des Werkstoffs auswir ken. Nb kann als optionales Legierungselement eingesetzt werden. Der Einsatz von Nb ist bevor zugt, da Nb die TNR erhöhen und somit ein thermomechanisches Walzen ermöglichen kann. Dies kann aus folgendem Grund von Vorteil sein: Ziel beim Warmwalzen ist zunächst die Bil dung eines feinen Gefüges nach Walzung und (erster) Abkühlung. Hierfür wird ein Teil der Walzverformung (Dickenabnahme) gezielt bei Temperaturen unterhalb der TNR durchgeführt. Wenn eine chemische Zusammensetzung gewählt wird, bei der die TNR zu niedrig ist, müsste während des Walzens entweder aktiv gekühlt werden oder es müssten Walzpausen zur Abküh lung eingeführt werden, was die Wirtschaftlichkeit des Warmwalzens verringern würde. Zudem würde eine Walzung bei zu niedriger Temperatur das Risiko bergen, die gewünschten Eben heiten am Endprodukt nicht einhalten zu können. Alternativ können zur Erhöhung der TNR auch die Elemente Ti und V verwendet werden, deren Wirksamkeit jedoch geringer ist als im Falle von Nb. Zudem kann Nb als Mikrolegierungselement verwendet werden, um festigkeitsstei gernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung der Wirksamkeit wird bei der Verwendung von Nb ein Mindestgehalt von 0,005 Gew.-% gewählt. Um eine wei tere Erhöhung der TNR zu erreichen, kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,01 Gew.- % eingestellt werden. Zur effektiven Ausnutzung der festigkeitssteigernden Wirkung durch Bildung von Carbiden, Nitriden und/oder Carbonitriden kann der Mindestgehalt vorzugsweise auf 0,02 Gew.-% festgelegt werden. Der Gehalt von Nb wird aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 0,2 Gew.-% beschränkt, wobei die Wirksamkeit der Erhöhung des Nb-Gehaltes ab 0,1 Gew.-% deutlich abnimmt, weswegen insbesondere maximal 0,1 Gew.-% zulegiert wer den. Bei Bildung unerwünscht großer Nb-haltiger Ausscheidungen steht ein zu großer Anteil des Kohlenstoffgehalts nicht mehr zur Verfestigung des Martensits zur Verfügung, weshalb als maximaler Nb-Gehalt bevorzugt 0,04 Gew.-% gewählt wird.
In einer bevorzugten Ausführung der Erfindung wird zur Erhöhung der TNR mindestens eines der vorgenannten Mikrolegierungselemente Nb, Ti und/oder V eingesetzt, wobei Nb + Ti + V > 0,015 Gew.-%, bevorzugt Nb + Ti + V > 0,020 Gew.-% gilt. Um schon bei höheren Tempera turen Ausscheidungen zu bilden und so die Festigkeit wirksam zu steigern, werden in einer besonders bevorzugten Ausführung die Elemente Nb und/oder Ti eingesetzt, wobei Nb + Ti > 0,015 Gew.-%, bevorzugt Nb + Ti > 0,020 Gew.-% gilt.
Mo kann optional zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zule giert werden. Des Weiteren kann sich Mo positiv auf die Zähigkeitseigenschaften auswirken. Mo kann als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Verbesserung der Zähigkeit eingesetzt werden. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten, wird ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,1 Gew.-%, vorzugsweise von min destens 0,2 Gew.-% eingestellt. Aus Kostengründen wird der Maximalgehalt auf 1,0 Gew.-%, insbesondere auf 0,7 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,31 Gew.-% beschränkt.
Cu als optionales Legierungselement kann mit einem Gehalt von 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-% durch Mischkristall- oder Ausscheidungshärtung zu einer Härtesteigerung beitragen.
P ist ein Eisenbegleiter, der sich stark zähigkeitsmindernd auswirkt und in Verschleiß- oder Sicherheitsstählen üblicher Weise zu den unerwünschten Begleitelementen zählt. Um seine festigkeitssteigernde Wirkung zu nutzen, kann es jedoch optional mit Gehalten von mindes tens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. P kann aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwin digkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Aus diesen genannten Gründen wird das Element auf maximal 0,15 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,06 Gew.- %, vorzugsweise auf maximal 0,03 Gew.-% begrenzt.
S zählt zu den technisch unvermeidbaren Verunreinigungen und weist im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung auf und bildet unerwünschtes FeS, weswegen es durch Mn abgebun den werden muss. Der S-Gehalt wird daher auf maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere auf ma ximal 0,02 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,005 Gew.-% eingeschränkt.
Ca kann optional der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflus sung in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,005 Gew.-% zulegiert wer den, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führt. Darüber hin aus wird durch die Kalziumzugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten verbessert. Die beschriebenen Effekte sind ab einem Gehalt von 0,0005 Gew.-% wirksam, weswegen diese Grenze bei Einsatz von Ca als Minimum gewählt werden kann.
Ni, welches optional bis zu maximal 5,0 Gew.-% zulegiert werden kann, kann positiv die Ver formbarkeit und Zähigkeit des Materials beeinflussen. Durch eine Verringerung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit kann Ni darüber hinaus die Durchhärtung und optional Durchvergü tung erhöhen. Die beschriebenen Effekte treten ab einem Gehalt von 0,1 Gew.-% auf. Insbe sondere wird ein Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% zulegiert. Da durch das oben beschriebene Warmwalzverfahren bereits ein feinkörniges Gefüge einge stellt werden kann, welches zu einer Zähigkeitserhöhung führt, ist der Einsatz hoher Ni-Gehal- te nur bei großen Dicken d von mindestens 25 mm, insbesondere von mindestens 50 mm, besonders vorteilhaft, um die Durchhärtung zu gewährleisten, wobei der Mindestgehalt 2,0 Gew.-% beträgt. Aus Kostengründen ist hingegen ein geringerer Legierungsgehalt an Ni erstrebenswert. Daher werden insbesondere für geringe Dicken d unterhalb von 50 mm, ins besondere unterhalb von 25 mm, geringere Gehalte eingesetzt, sodass der Gehalt auf maxi mal 2,0 Gew.-%, insbesondere auf maximal 1,5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 1,3 Gew.-% eingestellt wird.
Ni und Mo können einzeln oder in Kombination die Durchhärtbarkeit des Materials erhöhen, sind aber insbesondere aus Kostengründen sowie zur Verbesserung der Schweißbarkeit be vorzugt in möglichst geringen Gehalten zu legieren. Für die hier eingesetzten Stähle werden daher bevorzugt Gehalte eingesetzt, für die gilt: Ni + Mo < 3,0 Gew.-%, besonders bevorzugt Ni + Mo < 2,0 Gew.-%. Die Grenze von 2,0 Gew.-% gilt insbesondere für geringe Blechdicken d unterhalb von 25 mm, vor allem jedoch unterhalb von 15 mm.
Sn, As und/oder Co sind Legierungselemente, die zu den Verunreinigungen gezählt werden können. Die Gehalte sind beschränkt auf maximal 0,05 Gew.-% Sn, auf maximal 0,2 Gew.-% Co, auf maximal 0,05 Gew.-% As.
0 ist üblicher Weise unerwünscht, da es beispielsweise mit AI oxydische Einschlüsse bildet. Der Maximalgehalt für Sauerstoff wird daher mit 0,01 Gew.-%, insbesondere mit 0,005 Gew.- %, vorzugsweise mit 0,002 Gew.-% angegeben.
H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbeson dere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen der bei bzw. nach der Warmwalzung zu Aufrei ßungen im Kern führen. Das Element Wasserstoff wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,001 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,0006 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,0004 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,0002 Gew.-% reduziert.
Die als optional angegebenen Legierungselemente können insbesondere alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigenschaften des Stahlprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlech tern. Das Stahlprodukt ist als Blech mit einer Dicke d zwischen 3 und 150 mm, insbesondere zwi schen 4 und 100 mm, vorzugsweise zwischen 6 und 80 mm, oder als Warmband mit einer Dicke d zwischen 1,5 und 25 mm, insbesondere zwischen 3 und 20 mm, vorzugsweise zwi schen 4 und 15 mm ausgeführt. Zur Herstellung von Bauteilen können aus dem Blech oder Warmband Zuschnitte oder Platinen herausgearbeitet bzw. aus- oder abgeschnitten werden, welche eben oder geformt, je nach Bauteildesign auch mit engen Biegeradien, durch Kaltum formung als Bauteil verwendet werden können, insbesondere in Verschleiß- oder Sicherheits anwendungen.
Bauteile für Landwirtschafts- oder Baumaschinen unterliegen aufgrund ihres bestimmungs gemäßen Einsatzzwecks einem sehr hohen abrasiven Verschleiß. Gleichzeitig nehmen auch bei diesen Bauteilen Designaspekte einen immer größeren Stellenwert ein. Herkömmliche konventionell, gehärtete Stähle sind hierbei, insbesondere bei der Umsetzung von engen Bie geradien, nicht geeignet, da sie zwar die geforderte Festigkeit besitzen, ihnen aber die not wendige Umformbarkeit fehlt. Durch die eingestellte isotrope Textur des erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlproduktes werden sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine gegenüber der herkömmlichen Ausführung verbesserte Umformbarkeit erreicht. Klassische Anwendungs fälle sind neben gepanzerten Fahrzeugen z. B. Förderzeuge, wie Brecherwerke, Ketten- und Schneckenförderer in der Rohstoffindustrie, Kippermulden im Fahrzeugbau, Steinbrecher in Zementwerken.
Eine bevorzugte Verwendung des erfindungsgemäßen Stahlprodukts ist in ebener oder ge formter Ausführung als Bauteil in Sicherheitsanwendungen, beispielsweise als beschussfester Sicherheitsstahl, anwendbar. Die isotrope Textur lässt ein gleichmäßiges Fließen des Materi als in alle Richtungen zu, sodass beim Auftreffen eines Projektils keine lokale Überbelastung, welche zu einem frühzeitigen Versagen des Bauteils führen würde, auftreten kann.
In einem ersten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,39%, Mn=l,3%, N=0,0035%, Si=0,37%, Al=0,045%, Cr=0,71%, B=0,004%, Ti=0,015%, V=0,02%, Nb=0,038%, Mo=0,53%, P=0,03%, S=0,004%, Ca=0,002%, Ni=0,6%, 0=0,002%, H=0,0002%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, beispiels weise in einer Stranggießanlage, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Anhand der Defini tion in Abhängigkeit von der Zusammensetzung betragen die Rekristallisationsstopptempera tur TNR = 1067 °C und die Austenitisierungstemperatur Ac3 = 788 °C. Eine der Brammen wur de bereitgestellt und beispielsweise in einem Hubbalkenofen auf eine Wiedererwärmungstem peratur von 1250 °C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, insbesondere für 120 min, sodass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand. Die Bramme wurde nach erfolgter Wiedererwärmung einer Walzstraße zugeführt, in der in 15 Stichen in Walzgerüsten dickenre duzierend auf die Bramme eingewirkt wurde und hieraus ein Stahlprodukt in Blechform mit einer Dicke d = 11 mm warmgewalzt wurde, wobei die ersten 10 Stiche oberhalb von TNR, wobei nach dem 10. Stich eine Dickenabnahme von 88 % vorlag, und die letzten 5 Stiche zwischen TNR und TNR - 100 °C durchgeführt wurden. Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wurde das Stahlprodukt mit Wasser benetzt und abgekühlt, insbesondere auf eine Temperatur von weniger als 300 °C heruntergekühlt, und anschließend zu einem Coil gehaspelt. Das Coil wurde anschließend auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Nach der Abkühlung wurde eine Platine als Probe von dem Coil abgeschnitten, welche einer Austenitisierungsbehandlung zu geführt wurden. Die Platine wurde bei einer Temperatur TA = 940 °C für eine Dauer tA = 16 min durchgeführt. Mit einem gilt TQ von 152 °C berechnet sich ein tA* TQ = 2432 C°*min. Die austenitisierte Probe wurde anschließend mit einer Abkühlge schwindigkeit von mindestens 90 K/s auf ca. 20 °C heruntergekühlt und in einer abschließen den Anlassbehandlung mit Tv = 320 °C und tv = 30 min vergütet. Es stellte sich ein Gefüge mit einem im Wesentlichen angelassenen Martensit ein, angelassener Martensit mit ca. 96 % und unvermeidbaren Gefügebestandteilen (Bainit). Eine Härte von ca. 640 HV wurde ermittelt.
In der Tabelle 1 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengra phischen r-Werte der 11 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst:
Figure imgf000023_0001
Tabelle 1
Weitere Proben wurden entsprechend den Angaben oben gehärtet, vergütet und einer Be schussuntersuchung zugeführt. Überraschenderweise wurde festgestellt, dass trotz einer Di cke d von nur 11 mm vergleichbare Ergebnisse wie Sicherheitsstähle mit ähnlicher Zusam mensetzung, jedoch konventionell und mit einer Dicke von 12 mm hergestellt, erzielt werden konnten. Insbesondere konnte die Prüfung nach Beschussklasse VPAM 9 bestanden werden, sodass durch das erfindungsgemäße Verfahren eine isotrope Textur im Sicherheitsstahl ein gestellt werden konnte, wodurch eine gleichbleibende Performance jedoch mit geringerer Di cke und damit verbunden weniger Gewicht erzielt werden konnte. Dies ist vorzugsweise für gepanzerte Fahrzeuge ein Zugewinn.
In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,41%, Mn=0,62%, N=0,0055%, Si=0,32%, Al=0,090%, Cr=0,97%, B=0,0025%, Ti=0,018%, Nb=0,032%, Mo=0,34%, P=0,01%, S=0,007%, Ca=0,0007%, Ni=0,82%, 0=0,001%, H=0,0001%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht ange gebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unver meidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umge bungstemperatur abkühlen. Folgende Parameter wurden berücksichtigt:
TNR = 1103 °C; Ac3 = 780 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1270 °C, Dauer: 120 min; Warmwalzen mit 11 Stichen zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbandes mit einer Di cke d= 6 mm, wobei die ersten 7 Stiche oberhalb von TNR, wobei nach dem 7. Stich eine Di ckenabnahme von 72 % vorlag, und die letzten 4 Stiche zwischen TNR und TNR — 200 °C durch geführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C; Austenitisierungsbe handlung mit TA = 905 °C und tA = 10 min; TÜ = 125 °C und tA* TÜ = 1250 C°*min und anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 30 K/s auf ca. 20 °C; es wurde keine Anlassbehandlung durchgeführt. Es stellte sich ein Gefüge aus Marten- sit mit ca. 98 % und unvermeidbaren Gefügebestandteilen (Bainit) ein. Eine Härte von ca. 600 HV wurde ermittelt.
In der Tabelle 2 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengra phischen r-Werte 6 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst:
Figure imgf000024_0001
Tabelle 2
In einem dritten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: 0=0,26%, Mn=l,21%, N=0,0028%, Si=0,3%, Al=0,032%, Cr=0,97%, Ti=0,018%,
Mo=0,21%, Cu=0,72% P=0,004%, S=0,0008%, Ca=0,003%, Ni=2,35%, 0=0,001%, H=0,0001%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Le gierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Ver unreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parameter wurden berücksichtigt:
TNR = 1025 °C; Ac3 = 774 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1210 °C, Dauer: 90 min; Warm walzen mit 7 Stichen zu einem Stahlprodukt in Blechform mit einer Dicke d= 28 mm, wobei die ersten 5 Stiche oberhalb von TNR, wobei nach dem 5. Stich eine Dickenabnahme von 90 % vorlag, und die letzten 2 Stiche zwischen TNR und TNR — 100 °C durchgeführt wurden; Abküh len auf eine Temperatur von weniger als 300 °C; Austenitisierungsbehandlung mit TA = 980 °C und tA = 30 min; TQ = 206 °C und tA* TQ = 6180 C°*min, anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 30 K/s auf ca. 20 °C und abschließende Anlassbehandlung mit T = 200 °C und tv = 60 min. Es stellte sich ein Gefüge aus Martensit mit 100 %. Eine Härte von ca. 530 HV wurde ermittelt.
In der Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengra phischen r-Werte der 28 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst:
Figure imgf000025_0001
Tabelle 3
In einem vierten Ausführungsbeispiel wurde eine hochreine Laborschmelze bestehend aus in Gew.-%: C=0,39%, Mn=l,3%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vor produkt mit einer Dicke D=180 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parame ter wurden berücksichtigt:
TNR = 966 °C; Ac3 = 837 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1250 °C, Dauer: 120 min; Warm walzen mit 13 Stichen zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbandes mit einer Dicke d= 2,5 mm, wobei die ersten 7 Stiche oberhalb von TNR, wobei nach dem 7. Stich eine Dickenab nahme von 76 % vorlag, und die letzten 6 Stiche zwischen TNR und TNR — 200 °C durchgeführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C; Austenitisierungsbehandlung mit TA = 900 °C und tA = 5 min; TÜ = 63 °C und tA* TÜ = 315 C°*min und anschließendes Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf ca. 350 °C. Es stell te sich ein Gefüge aus Martensit mit 85 %, Bainit mit 8 % Rest Ferrit und Perlit ein. Eine Härte von ca. 460 HV wurde ermittelt.
In der Tabelle 4 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengra phischen r-Werte der 2,5 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst:
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Tabelle 4
In einem fünften Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze bestehend aus in Gew.-%: 0=0,34%, Mn=0,95%, N=0,0017%, Si=0,27%, Al=0,045%, Nb=0,017%, Cr=0,72%, P=0,055%, S=0,0008%, Ca=0,011%, Ni=0,15%, 0=0,001% H=0,0006%, Rest Fe und un vermeidbare Verunreinigungen, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D=260 mm vergossen und in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in messbaren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Folgende Parame ter wurden berücksichtigt:
TNR = 990 °C; Ac3 = 803 °C; Wiedererwärmungstemperatur: 1250 °C, Dauer: 120 min; Warm walzen mit 13 Stichen zu einem Stahlprodukt in Form eines Warmbandes mit einer Dicke d=7 mm, wobei die ersten 6 Stiche oberhalb von TNR, wobei nach dem 6. Stich eine Dickenabnah me von 92 % vorlag, und die letzten 7 Stiche zwischen TNR und TNR - 100 °C durchgeführt wurden; Abkühlen auf eine Temperatur von weniger als 300 °C; Austenitisierungsbehandlung mit TA = 950 °C und tA = 10 min; TÜ = 147 °C und tA* TÜ = 1470 C°*min und anschließen des Abschrecken mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf ca. 20 °C; An lassbehandlung mit Tv = 600 °C und tv = 60 min. Es stellte sich ein Gefüge aus Martensit mit 100 % ein. Eine Härte von ca. 425 HV wurde ermittelt.
In der Tabelle 5 sind die Ergebnisse der Texturbestimmung und die berechneten röntgengra phischen r-Werte der 7 mm dicken, vergüteten Probe zusammengefasst:
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Tabelle 5

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes mit einer Härte von mindestens 310 HV umfassend die Schritte: a) Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigun gen in Gew.-% aus
C: 0,1 bis 0,6 %,
Mn: 0,05 bis 2,5%, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) mit N: 0,001 bis 0,02 %,
Si: 0,05 bis 1,5 %,
AI: 0,005 bis 2,0 %,
Cr: 0,05 bis 3,0 %,
B: 0,0001 bis 0,01 %,
Ti: 0,005 bis 0,15 %,
V: 0,005 bis 0,2 %,
W: 0,005 bis 0,15 %,
Nb: 0,005 bis 0,2 %,
Zr: 0,005 bis 0,2 %,
Mo: 0,05 bis 1,0 %,
Cu: 0,05 bis 1,5 %,
P: 0,005 bis 0,15 %,
S: bis 0,03 %,
Ca: 0,0005 bis 0,015 %,
Ni: 0,1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,05 %,
Co: bis 0,2 %,
0: bis 0,01 %,
H: bis 0,001 %, zu einem Vorprodukt mit einer Dicke D; b) Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Wiedererwärmtemperatur oder Halten des Vorprodukts auf einer Haltetemperatur, bei welcher das Gefüge des Vorprodukts im Wesentlichen vollständig aus Austenit besteht; c) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Stahlprodukt in einem oder mehreren Walz gerüsten auf eine Dicke d, wobei zwischen 70 % und 99 % der gesamten Dickenab nahme bei einer Temperatur zwischen der Wiedererwärmungs- oder Haltetempera tur und einer Rekristallisationsstopptemperatur TNR und die restliche Dickenabnah me zwischen 1 % und 30 % zur Einstellung der Dicke d bei einer Temperatur zwi schen TNR und TNR -250°C durchgeführt wird, wobei TNR in °C, wie folgt, definiert ist: TNR = 887 + 464*C + (6445*Nb - 644*Vl\lb) + (732 *V - 230*VV) + 890*Ti + 363*AI - 357*Si, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind; d) Abkühlen des warmgewalzten Stahlprodukts auf eine Abkühltemperatur TK zwischen 0°C und 500°C; e) Erwärmen des Stahlprodukts auf eine Austenitisierungsemperatur TA oberhalb von Ac3, wobei Ac3 in °C wie folgt definiert ist: Ac3 = 902 - 255*C + 19*Si - ll*Mn - 5*Cr + 13*Mo - 20*Ni + 55*V, wobei die Legierungselemente in Gew.-% angegeben sind, und Halten bei einer Temperatur TA für eine Dauer tAvon maximal 200 min; f) Abschrecken des austenitisierten Stahlprodukts auf eine Abschrecktemperatur Ts von weniger als 500°C derart, sodass sich in dem abgeschreckten Stahlprodukt eine Härte von mindestens 310 HV einstellt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei eine Überhitzung TQ, welche bestimmt wird durch:
TQ = TA - Ac3, zwischen 50°C und 300°C eingestellt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die tA und die TQ derart eingestellt werden, dass das Produkt aus tA und TQ zwischen 300°C*min und 10.000°C*min beträgt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das abgeschreckte Stahl produkt angelassen wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei eine Anlasstemperatur T zwischen 150 °C und 750 °C und eine Anlassdauer t zwischen 1 min und 120 min gewählt wird.
6. Stahlprodukt mit einer Härte von mindestens 310 HV, insbesondere hergestellt nach ei nem der vorhergehenden Ansprüche, welches neben Fe und herstellungsbedingt unver meidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,1 bis 0,6 %,
Mn: 0,05 bis 2,5%, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (N, Si, AI, Cr, B, Ti, V, W, Nb, Zr, Mo, Cu, P, S, Ca, Ni, Sn, As, Co, 0, H) mit N: 0,001 bis 0,02 %,
Si: 0,05 bis 1,5 %,
AI: 0,005 bis 2,0 %,
Cr: 0,05 bis 3,0 %,
B: 0,0001 bis 0,01 %,
Ti: 0,005 bis 0,15 %,
V: 0,005 bis 0,2 %,
W: 0,005 bis 0,15 %,
Nb: 0,005 bis 0,2 %,
Zr: 0,005 bis 0,2 %,
Mo: 0,05 bis 1,0 %,
Cu: 0,05 bis 1,5 %,
P: 0,005 bis 0,15 %,
S: bis 0,03 %,
Ca: 0,0005 bis 0,015 %,
Ni: 0,1 bis 5,0 %,
Sn: bis 0,05 %,
As: bis 0,05 %,
Co: bis 0,2 %,
0: bis 0,01 %,
H: bis 0,001 %, besteht, wobei das Stahlprodukt eine senkrechte Anisotropie mit einem r-Wert rm zwi schen 0,5 und 2,0 aufweist, wobei rm wie folgt definiert ist: rm = (r0° + 2*r45° + r90°)/4, und die Werte r0°,r45° und r90° in einer definierten Ebene aus Daten einer röntgenographi schen Texturbestimmung berechnet sind und sich auf Winkel von 0°, 45° bzw. 90° zur Walzrichtung beziehen.
7. Stahlprodukt nach Anspruch 6, wobei die Differenz der walzrichtungsabhängigen r-Wer- te in einer definierten Ebene -0,5 < Ar < +0,5 beträgt, wobei für Ar = (r0° + r90°)/2 - r45° gilt.
8. Stahlprodukt nach Anspruch 6 oder 7, wobei das Stahlprodukt eine Orientierungsdichte f(g)R < 5 aufweist.
9. Stahlprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 8, wobei für die definierten Ebenen 1/10, 1/3 und 1/2 entlang der Dicke des Stahlprodukts jeweils 0,5 < rm < 2,0, -0,5 < Ar < +0,5 und f(g)R < 5 gilt.
10. Stahlprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 9, wobei das Stahlprodukt ein Gefüge aus Martensit und/oder angelassenem Martensit mit mindestens 80 % aufweist, wobei wei tere Gefügebestandteile in Form von Bainit, Austenit, Restaustenit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können.
11. Verwendung eines Stahlprodukts nach einem der Ansprüche 6 bis 10 als ebenes oder geformtes Bauteil im Bereich der Verschleiß- oder Sicherheitsanwendung.
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