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EP2111475B1 - Bauteile aus ultrahochkohlenstoffhaltigen stählen mit reduzierter dichte und hoher zunderbeständigkeit - Google Patents

Bauteile aus ultrahochkohlenstoffhaltigen stählen mit reduzierter dichte und hoher zunderbeständigkeit Download PDF

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Publication number
EP2111475B1
EP2111475B1 EP07801785.2A EP07801785A EP2111475B1 EP 2111475 B1 EP2111475 B1 EP 2111475B1 EP 07801785 A EP07801785 A EP 07801785A EP 2111475 B1 EP2111475 B1 EP 2111475B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
uhc
light
steel
weight
hot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
EP07801785.2A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP2111475A1 (de
Inventor
Tilmann Haug
Wolfgang KLEINEKATHÖFER
Frédéric POL
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Mercedes Benz Group AG
Original Assignee
Daimler AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Daimler AG filed Critical Daimler AG
Publication of EP2111475A1 publication Critical patent/EP2111475A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP2111475B1 publication Critical patent/EP2111475B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • the invention relates to ultra-high carbon steels or Ultra High Carbon Steel (UHC) with reduced density and high scale resistance according to claim 1, and the manufacture of components by hot forging according to claim 8 and claim 9.
  • UHC steels have been known for some time. They have been developed especially with regard to their superplastic properties. The superplastic deformation runs in a narrow process window of temperature and strain rate (strain rate ( ⁇ ')). In the superplastic forming strain values of some 100 to 1000% can be achieved. Typical here are a forming temperature above about 50% of the melting temperature (ideally in the range of ⁇ -> ⁇ conversion) and a very low strain rate of about 10 -2 to 10 -5 s -1 .
  • a good formability includes a high achievable without component damage degree of deformation, a low yield stress during forming and the lowest possible forming temperature. Only then are complex components made available in a few cost-effective forming steps.
  • the materials show a high forming capacity (suitable for highly complex components), but only small dimensional accuracy and poorer surface quality is possible.
  • Particularly disadvantageous is the high thermo-mechanical tool load or the correspondingly high tool wear. Shaping in the high temperature range, for example, forging temperature lead to high tooling costs, since either high wear is present or expensive high-temperature tools must be used.
  • the reshaped blanks are processed for cost reasons in air and thereby oxidatively damaged. For example, this leads to scaling in the case of steels. Before the further processing of the components produced thereby must be reworked at least on the surface. A near net shape production of components is thereby very limited achievable at these temperatures.
  • the Si can greatly affect the A1 transformation temperature in the given alloy composition.
  • the high content of Al significantly increases the Si sensitivity of the alloy.
  • Even a slight increase in Si alloy additions leads to a significant increase in the A1 transformation temperature.
  • the alloying of the Si achieves an increase in the optimum forming temperature.
  • the optimum forming temperature is to be understood in particular as meaning the temperature which permits the highest possible forming speeds without damaging the microstructure.
  • the A1 transformation temperature of about 820 ° C for a 6.5% Al, 1.5% Cr, 1.35% C, 0.04% Si UHC lightweight steel Increased by increasing the Si content to only 0.4% already at 865 ° C.
  • the Al content in addition to reducing the density, also has the very significant effect of greatly reducing the scale formation at the hot working temperatures. Since only thin scale layers form, in which only a small surface finish is required, the UHC lightweight steels according to the invention are also particularly suitable for near-net-shape processes. In the case of the UHC lightweight steels according to the invention, it was possible to achieve a corrosion rate reduction of 92 to 99% compared to the conventional 25MoCr4 steels.
  • the Si content also has a significant influence on the decrease in scaling.
  • the UHC lightweight steels according to the invention show only slightly reduced elongations at break compared to Si-free UHC steels.
  • Si is usually added to the alloy melt without special precautions from the furnace lining during alloy melting.
  • this behavior is problematic and must be prevented by complex measures.
  • this Si uptake no longer poses a problem because of their already high Si content. Cost-effective metallurgical production processes are therefore applicable.
  • the alloying elements Al and Si influence each other favorably. Therefore, the Al / Si ratio is of particular interest.
  • an Al / Si ratio between 10 and 20 is selected. More preferably, the Al / Si ratio is 14 to 16 at an Al content of 6 to 7%.
  • the steel-accompanying impurities may likewise be the typical steel alloy companion Ni, Mo, Nb and / or V.
  • fractions of these elements in an amount below 1% are not critical.
  • the Ni, Mo and / or V content is below 0.15 wt.%. Particular preference is given to setting at least Ni and / or V to less than 0.05%.
  • the UHC lightweight steel contains further stabilizing alloying elements selected from the group Nb, Ti, Mg and / or N.
  • the content of these alloying elements is limited according to claim 1 to values below 0.8, preferably below 0.5%. Particularly preferably, the sum of these elements in the range of 0.02 to 0.5 wt.%.
  • the UHC steels are generally not in a structural state that allows a high deformation rate of the hot forming.
  • An ideal structure for this purpose typically corresponds to a structure with superplastic properties.
  • the superplastic forming instead of the superplastic forming, can be deviated from this optimum superplastic structure, however, within wide limits. It is important that there is a homogeneous, fine-grained, spheroidal carbide distribution stable against grain growth and graphite formation in a likewise fine-grained and grain-growth-stable ferrite matrix.
  • the grain size of the microstructure is preferably below 10 ⁇ m. Particularly preferably, the average particle size is below 1.5 ⁇ m.
  • the majority of the grains are preferably spheroidal, with small amounts of lamellar carbide being tolerable for the properties of the UHC steel.
  • thermo-mechanical treatment Only by a special thermo-mechanical treatment is a structure formed which contains the required fine crystallites or grains. At least two phases must be formed which prevent grain growth.
  • the corresponding phases in the compositions according to the invention are composed essentially of the main phase ⁇ -ferrite and secondary phases of ⁇ -carbides. Al and Si stabilize the structure against grain growth.
  • a relatively homogeneous material of pearlite is first prepared, which is a lamellar mixture of ferrite and cementite.
  • this perlite structure is converted into a microstructure in which the carbides are predominantly spheroidal and the ferrite ultrafine-grained.
  • the structure of the UHC lightweight steels preferably has fine spheroid carbides.
  • the average cross-sectional area of the spheroid carbides is preferably below 8 ⁇ m 2 , more preferably below 3 ⁇ m 2 .
  • the volume fraction of the fine spheroid carbides is 25 to 30%.
  • the frequency of carbide particles or particles above 500 nm per surface element to be determined by light microscopy should be above 50,000 carbide particles / mm 2 , preferably above 150,000 carbide particles / mm 2 .
  • a spheroidal shape is much cheaper than a lamellar form of the carbide particles.
  • the average elongation of the carbide particles is preferably below 1.8. Particularly preferably, very roundish particles are formed, with an average elongation between 1 and 1.5.
  • step B typically, strain levels above 1.5 are used. Preferably, degrees of deformation at 1.7 to 4 are used.
  • the UHC lightweight steels according to the invention are preferably used for the production of suspension components, transmission parts, or gears for motor vehicles.
  • a particularly demanding application are connecting rods, which have not been satisfactorily available as a lightweight component.
  • Another aspect of the invention relates to methods of making hot formed UHC lightweight structural members.
  • the remainder of the iron and common steel-accompanying impurities are subjected to hot forming at a temperature in the range of 880 to 1050 ° C in air.
  • hot forming in principle, the various methods known in mechanical engineering can be used for the production of complex-shaped components made of metals. If necessary, make an appropriate adaptation of the cold process to hot forming. Suitable processes include, but are not limited to, hot extrusion, cross rolling, hot bore pressing, hot swaging, hot splining, hot swaging or hydroforming, and forging.
  • the listed UHC steels are not special in hot forming Inert gas atmosphere. Hot forming can therefore take place in the presence of air.
  • the temperatures of the hot working used according to the invention are significantly below the forging temperature of the respective alloy. These comparatively lower temperatures have a further significant advantage for the forming tools. Frequently, conventional steel tools can be used instead of the otherwise required high-temperature tools.
  • the design of the process can be optimized to low process pressure or to high forming speeds, depending on the selected forming process or forming tool. Particularly preferred transformation rates are above 0.5 / s.
  • the method according to the invention is preferably carried out as a near-net-shape method, so that the component is obtained in the most ready-to-use state after the forming and only has to be subsequently reworked on special functional surfaces. Cleaning and polishing the surfaces are considerably easier than with the known steels.
  • the UHC lightweight steels according to the invention likewise have good hardenability (up to> 60 HRC without case hardening).
  • a hardening process takes place. This is in particular conducted directly from the process heat of the forming process and under Luftabschreckung. Thereafter, it can be started in a known manner.
  • tensile strengths of 1500 MPa at an elongation of 8% were measured at room temperature.
  • the Al and Cr content as well as the degree of manufacturing deformation were kept essentially the same and the Si content of 0.039% (UHC steel Si0.04) to 0.38% (UHC steel Si0.4 ) elevated.
  • Fig. 1 are the results of high-temperature corrosion resistance of the two UHC lightweight steels shown.
  • the scale formation at 860 ° C and 910 ° C of the UHC steel with 0.04% Si against the UHC steel with 0.4% Si is shown (UHC steel Si0.04 versus UHC steel Si0.4).
  • Samples of 100x20x3mm were measured at 860 ° C and 910 ° C for up to 60 minutes in air.
  • the increase in weight is an essential measure for the formation of scale.
  • the Si content has a significant influence on the decrease in scaling.

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Description

  • Die Erfindung betrifft Ultrahochkohlenstoffhaltige Stähle oder Ultra High Carbon Steel (UHC) mit reduzierter Dichte und hoher Zunderbeständigkeit gemäß Anspruch 1, sowie die Herstellung von Bauteilen durch Halbwarmumformung gemäß Anspruch 8 sowie Anspruch 9. UHC Stähle sind bereits seit längerem bekannt. Sie wurden insbesondere hinsichtlich ihrer superplastischen Eigenschaften entwickelt. Die superplastische Verformung verläuft in einem engen Prozessfenster aus Temperatur und Umformgeschwindigkeit (Dehnrate (ε')). Bei der superplastischen Umformung können Dehnwerte von einigen 100 bis 1000% erreicht werden. Typisch sind hierbei eine Umformtemperatur oberhalb ca. 50% der Schmelztemperatur (idealerweise im Bereich der α -> γ Umwandlung) und eine sehr geringe Umformgeschwindigkeit von etwa 10-2 bis 10-5 s-1. Werden die jeweils optimale Temperatur und/oder Umformgeschwindigkeit überschritten, so findet eine Zerstörung des für die guten mechanischen Eigenschaften erforderlichen Gefüges statt. Die idealen Geschwindigkeiten der superplastischen Umformung liegen damit deutlich unterhalb der Grenze der industriellen Akzeptabilität für Serienprodukte die bei etwa 0.1/s liegt.
    Unlegierte UHC-Stähle, wie beispielsweise aus der US 3.951.697 bekannt weisen nur einen geringen superplastischen Effekt auf, da das Gefüge gegen Kornwachstum instabil ist.
  • In der US 4.448.613 sind Herstellungsverfahren des superplastischen Gefüges für UHC-Stähle beschrieben. Es wird auch die Einstellung der superplastischen Gefüge für UHC Stähle mit geringen Legeierungszusätzen an Cr, Mn und Si beschrieben.
  • In der US 4.533.390 wird vorgeschlagen, einen UHC-Stahl mit dem sehr hohen Si-Gehalt (3-7%), durch Legierungszusätze von Cr, Mo, W, Ti und deren Kombinationen eine Erhöhung der A1-Temperatur, eine Stabilisierung des Gefüges gegen Kornwachstum und eine Verbesserung der superplastischen Eigenschaften zu erreichen. Die hohen Si-Gehalte machen die Stähle unter Gebrauchsbedingungen sehr spröde.
  • In der US 4.769.214 werden UHC-Stähle mit hohem Al-Anteil (bevorzugt 0.5 bis zu 6.4%) beschrieben. Dabei wird auf gute superplastische Eigenschaften, insbesondere guter Umformbarkeit bei superplastischen Bedingungen (und Oxidationsbeständigkeit abgezielt. Zur Stabilisierung des Gefüges werden Legierungszusätze aus Cr und/oder Mo angegeben. Mit einem Al-Anteil größer als 6.4% wurde eine starke Verringerung der Warm- und Kaltumformbarkeit festgestellt. Die bevorzugten UHC-Stähle weisen Al-Gehalte < 6.4 % auf.
  • Eine besonders wichtige Bedeutung für die Wirtschaftlichkeit der Formgebungsverfahren hat die Umformbarkeit des Werkstoffs. Eine gute Umformbarkeit beinhaltet einen hohen ohne Bauteilschädigung erreichbaren Umformgrad, eine niedrige Fließspannung beim Umformen und eine möglichst niedrige Umformtemperatur. Erst hierdurch werden auch komplex geformte Bauteile in wenigen kostengünstigen Umformschritten verfügbar.
  • Beim Kaltschmieden (Kaltfließpressen) sind zwar eine hohe Maßgenauigkeit, hohe Oberflächenqualität und eine hohe Bauteilfestigkeit (durch Kaltverfestigung) möglich; dem stehen aber die Nachteile teils ausgesprochen hoher erforderlicher Umformkräfte entgegen.
  • Beim Warmschmieden (ca. 1100°C - 1250°C) zeigen die Werkstoffe ein hohes Umformvermögen (geeignet für formkomplexe Bauteile), aber es ist nur geringe Maßgenauigkeit und schlechtere Oberflächenqualität möglich. Besonders nachteilig ist die hohe thermomechanische Werkzeugbelastung bzw. der entsprechend hohe Werkzeugverschleiß. Formgebungsverfahren im Hochtemperaturbereich, beispielsweise bei Schmiedetemperatur führen zu hohen Werkzeugkosten, da entweder hoher Verschleiß vorliegt oder teure Hochtemperaturwerkzeuge verwendet werden müssen. Darüber hinaus werden die umzuformenden Rohlinge aus Kostengründen an Luft bearbeitet und hierdurch oxidativ geschädigt. Dies führt beispielsweise bei Stählen zur Verzunderung. Vor der Weiterverarbeitung der hierdurch hergestellten Bauteile muss zumindest auf der Oberfläche nachbearbeitet werden. Eine near net shape Herstellung von Bauteilen ist bei diesen Temperaturen dadurch nur sehr eingeschränkt erreichbar.
  • Eine weitere hohe Bedeutung für die Massenfertigung, insbesondere in der Kraftfahrzeugindustrie spielt eine hohe Prozessgeschwindigkeit im Umformprozess. Die sehr niedrigen Umformgeschwindigkeiten der superplastischen Umformung sind für die Serienfertigung von Bauteilen daher nicht akzeptabel.
  • Bei den bekannten UHC-Stählen mit geringem Al-Gehalt steht bei den üblichen Umformtemperaturen um ca. 750-950°C eine deutliche Verzunderung zu befürchten, was zu zusätzlichem Bearbeitungsaufwand führen kann. Diese Stähle sind nicht für den Leichtbau geeignet.
    Es ist Aufgabe der Erfindung, einen Leichtbaustahl bereit zu stellen, der sich bei Temperaturen unterhalb der Warmschmiedetemperaturen an Luft mit möglichst hohen Umformgeschwindigkeiten bearbeiten lässt, sowie Umformverfahren aufzuzeigen, die hohe Umformgeschwindigkeiten und eine möglichst geringe Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften der Stähle, sowie möglichst geringe thermomechanische Belastung der Umformwerkzeuge gewährleisten.
    Die Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch einen Ultrahochkohlenstoffhaltigen oder UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter Umformbarkeit und Zunderbeständigkeit mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und durch ein Verfahren zur Herstellung von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen durch Warmumformung bei einer Temperatur von 800 bis 980°C an Luft mit den Merkmalen des Anspruchs 8, oder durch ein Verfahren zur Herstellung von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen durch Warmumformung bei einer Temperatur von 880 bis 1050°C an Luft mit den Merkmalen des Anspruchs 9.
    Zusammenfassend werden im Folgenden die Umformprozesse bei einer Temperatur im Bereich von 800 bis 1050°C als Warmumformen bezeichnet.
    Erfindungsgemäß ist somit für den UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter Zunderbeständigkeit die folgende Legierungszusammensetzung laut Anspruch 1 vorgesehen (Zusammensetzungen im folgenden in Gew.% soweit nicht anders angegeben).
    • C: 1 bis 1,6
    • Al : 5 bis 10
    • Cr: 0,5 bis 3
    • Si: 0,1 bis 2,8
  • Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen.
  • Besondere Bedeutung kommt dabei den Legierungselementen Al und Si zu, welche in dem erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustahl neben einander vorliegen.
  • Sowohl das Al als auch das Si tragen zu einer signifikanten Verringerung der Dichte der UHC-Stähle bei. Somit handelt es sich um insbesondere für den Kraftfahrzeugbau interessante Leichtbaustähle.
    So liegt die Dichte für einen UHC-Leichtbaustahl mit 0,4% Si und 6,7% Al bei 7 g/ccm gegenüber dem konventionellen Stahl 25MoCr4 mit einer Dichte von 7,8 g/ccm.
  • Überraschend wurde festgestellt, dass das Si die A1-Umwandlungstemperatur in der gegebenen Legierungszusammensetzung in hohem Maße beeinflussen kann. Das hohe Gehalt an Al erhöht dabei die Si-Empfindlichkeit der Legierung deutlich. In der Al-haltigen Legierung führt bereits eine geringe Steigerung von Si-Legierungszusätzen zu einer signifikanten Erhöhung der A1-Umwandlungstemperatur. Dies bedeutet, dass durch die Zulegierung des Si eine Erhöhung der optimalen Umformtemperatur erreicht wird. Unter der optimalen Umformtemperatur ist insbesondere die Temperatur zu verstehen, welche möglichst hohe Umformgeschwindigkeiten ohne Schädigung des Gefüges zulässt.
  • So wird beispielsweise die A1 Umwandlungstemperatur von ca. 820°C für einen 6.5%Al, 1.5%Cr, 1.35%C, 0.04%Si UHC-Leichtbaustahl durch Erhöhung des Si-Anteils auf nur 0,4% bereits auf 865°C gesteigert.
  • Die Erhöhung der A1-Umwandlungstemperatur verschiebt die optimale Umformtemperatur zu höheren Werten, wobei das Temperaturniveau der Warmumformung noch unterhalb des Bereichs der Schmiedetemperaturen bleibt. Dies bringt für die Warmumformung wesentliche Vorteile. Da der Warmumformprozess bei höheren Temperaturen durchgeführt werden kann, verringert sich die Fließspannung des UHC-Leichtbaustahls. Insgesamt verbessert sich das Umformvermögen des UHC-Leichtbaustahls bei der optimalen Umformtemperatur. Die für Bauteil und Werkszeuge ungünstigen Temperaturen des Warmschmiedens werden nicht erreicht.
  • Gegenüber den Schmiedestählen tritt eine deutliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur auf.
  • Der Al-Gehalt hat neben der Verringerung der Dichte auch den sehr bedeutenden Effekt, einer starken Verringerung der Zunderbildung bei den Temperaturen der Warmumformung. Da sich nur dünne Zunderschichten bilden, bei denen nur eine geringe Oberflächen-Nachbearbeitung erforderlich ist, eignen sich die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle insbesondere auch für near-net-shape Prozesse. Bei den erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustählen konnten 92 bis 99% Reduzierung der Korrosionsgeschwindigkeit gegenüber den konventionellen Stählen 25MoCr4 erreicht werden.
  • Überraschenderweise zeigt auch der Si-Gehalt einen signifikanten Einfluss auf die Abnahme der Verzunderung.
  • Durch den Zusatz an Si bleiben die superplastischen Eigenschaften erhalten, wobei teilweise eine leichte Erhöhung des Umformvermögens bei hoher Geschwindigkeit gemessen werden konnte.
    Auch die mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur werden durch das üblicherweise stark versprödend wirkende Si nicht nachteilig verändert. Die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle zeigen nur geringfügig verringerte Bruchdehnungen gegenüber Si-freien UHC Stählen.
  • Si wird bei der Stahlherstellung in der Regel beim Legierungserschmelzen ohne besondere Vorsichtsmaßnahmen aus der Ofenauskleidung in die Legierungsschmelze aufgenommen. Für Si-arme Stahlsorten ist dieses Verhalten problematisch und muss durch aufwändige Maßnahmen unterbunden werden. Für die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle stellt diese Si-Aufnahme aufgrund ihres ohnehin schon hohen Si-Gehaltes dagegen kein Problem mehr dar. Kostengünstige metallurgische Herstellungsverfahren sind daher anwendbar.
  • Es hat sich gezeigt, dass sich die Legierungselemente Al und Si gegenseitig günstig beeinflussen. Daher ist das Al/Si-Verhältnis von besonderem Interesse. Bevorzugt wird ein Al/Si-Verhältnis zwischen 10 und 20 gewählt. Besonders bevorzugt liegt das Al/Si-Verhältnis bei einem Al-Gehalt von 6 bis 7% bei 14 bis 16.
  • Da sich durch einen hohen Si-Gehalt die Bruchdehnung verschlechtert beziehungsweise die Spröde des Stahls bei Raumtemperatur zunimmt ist der Si-Legierungsanteil für die meisten Anwendungen auf Werte unterhalb ca. 2,8% zu begrenzen.
    Der bevorzugte Si-Gehalt stellt einen Kompromiss zwischen Erhöhung der optimalen Umformtemperatur und Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften dar und liegt bevorzugt im Bereich von 0,3 bis 1,2 Gew.%, besonders bevorzugt bei 0,4 bis 0,8.
    Aufgrund der hohen Gehalte an Al und Si besteht die Gefahr, dass in der Legierung unerwünschter Graphit gebildet wird. Diesem wird durch Zulegierung einer geeigneten Cr-Menge begegnet, die auf die Einzelkomponenten Si und Al abgestimmt werden muss.
    Eine besonders bevorzugte Zusammensetzung in Gew.% ist gegeben durch:
    • C: 1,2 bis 1,4
    • Al : 5,5 bis 7
    • Cr: 1 bis 2
    • Si: 0,3 bis 0,6
  • Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen.
  • Bei den stahlbegleitenden Verunreinigungen kann es sich im Sinne der erfindungsgemäßen Legierung ebenfalls um die typischen Stahllegierungsbegleiter Ni-, Mo-, Nb- und/oder V handeln. In der Regel sind Anteile dieser Elemente in einer Menge unterhalb 1% unkritisch. Laut Anspruch 1 liegt der Ni-, Mo- und/oder V-Gehalt unterhalb 0,15 Gew.%. Besonders bevorzugt werden zumindest Ni und/oder V auf unter 0,05% eingestellt.
  • In der Erfindung enthält der UHC-Leichtbaustahl weitere stabilisierende Legierungselemente ausgewählt aus der Gruppe Nb, Ti, Mg und/oder N. Der Gehalt dieser Legierungselemente wird laut Anspruch 1 auf Werte unter 0,8, bevorzugt unterhalb 0,5% begrenzt. Besonders bevorzugt liegt die Summe dieser Elemente im Bereich von 0,02 bis 0,5 Gew.%.
  • Es ist als weiterer Vorteil der Erfindung anzusehen, dass bei dem erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustahl auf die Zulegierung der sehr teuren Legierungselemente Ni, Mo und/oder V verzichtet werden kann.
  • Die UHC-Stähle sind nach ihrer metallurgischen Herstellung in aller Regel nicht in einem Gefügezustand, der eine hohe Umformgeschwindigkeit der Warmumformung zulässt. Ein hierfür ideales Gefüge entspricht typischerweise einem Gefüge mit superplastischen Eigenschaften. Für die aus Wirtschaftlichkeitserwägungen verfahrensgemäß bevorzugte Warmumformung, statt der superplastischen Umformung, kann in der Regel jedoch in weiten Grenzen von diesem optimalen superplastischen Gefüge abgewichen werden. Wichtig ist, dass eine homogene, feinkörnige, sphäroide und gegen Kornwachstum und Graphitbildung stabile Karbidverteilung in einer ebenfalls feinkörnigen und gegen Kornwachstum stabilen Ferritmatrix vorliegt. Die Korngröße der Gefüge liegt bevorzugt unterhalb 10 µm. Besonders bevorzugt liegt die mittlere Korngröße unterhalb 1,5µm. Der Überwiegende Teil der Körner ist bevorzugt sphäroid, wobei geringe Mengen an lamellarem Karbid für die Eigenschaften des UHC-Stahls tolerierbar sind.
  • Erst durch eine besondere thermo-mechanische Behandlung wird ein Gefüge ausgebildet, das die erforderlichen feinen Kristallite, bzw. Körner enthält. Es müssen mindestens zwei Phasen ausgebildet werden, die ein Kornwachstum verhindern.
  • Die entsprechenden Phasen sind bei den erfindungsgemäßen Zusammensetzungen im Wesentlichen aus der Hauptphase α-Ferrit und Nebenphasen aus κ-Carbiden aufgebaut. Al und Si stabilisieren dabei das Gefüge gegen Kornwachstum.
  • Um dieses Gefüge einzustellen wird zunächst ein relativ homogenes Material aus Perlit hergestellt, das eine lamellare Mischung aus Ferrit und Zementit ist. In einem zweiten Schritt wird diese Perlit-Struktur in eine Mikrostruktur umgewandelt, bei welcher die Carbide überwiegend sphäroidisch und der Ferrit ultrafeinkörnig vorliegen.
  • Das Gefüge der UHC-Leichtbaustähle weist bevorzugt feine sphäroide Karbide auf. Die mittlere Querschnittsfläche der sphäroiden Karbide liegt bevorzugt unterhalb 8 µm2, besonders bevorzugt unterhalb 3 µm2.
  • Bevorzugt liegt der Volumenanteil der feinen sphäroiden Karbide bei 25 bis 30 %. Die Häufigkeit an lichtmikroskopisch bestimmbaren Karbidteilchen oder Teilchen oberhalb 500nm pro Flächenelement sollte oberhalb 50.000 Karbidteilchen/mm2, bevorzugt oberhalb 150.000 Karbidteilchen/mm2 liegen.
  • Eine sphäroide Form ist dabei wesentlich günstiger als eine lamellare Form der Karbidteilchen. Bevorzugt liegt die mittlere Elongation der Carbidteilchen unterhalb 1,8. Besonders bevorzugt werden sehr rundliche Teilchen gebildet, mit einer mittleren Elongation zwischen 1 und 1,5.
  • Bei den erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustählen kann für die Herstellung eines superplastischen Gefüges wie folgt vorgegangen werden:
    • A. Weitgehend vollständige Austenitisierung, je nach C, Si, Al und Cr-Gehalt insbesondere bei 1000-1150°C. Hierbei findet eine homogene Verteilung des Kohlenstoffs und der Begleitelemente in der groben γ-Phase statt.
    • B. Abkühlung unter Warmumformung, gegebenenfalls mit zyklischer Temperaturführung im Temperaturbereich von 1100 bis 700°C; Hierbei werden sphäroide κ-Karbide erzeugt. Die Umformung findet nahe an der A1 Temperatur, oberhalb und unterhalb dieser statt. Gegebenenfalls kann zwischengeglüht werden, um die mittlere Abkühlgeschwindigkeit zu reduzieren oder die Temperatur um die A1-Temperatur pendeln zu lassen.
    • C. Luftabkühlung; Hierbei findet keine Gefügeumwandlung mehr statt.
  • Im Schritt B. werden typischerweise Umformgrade oberhalb 1,5 angewendet. Bevorzugt werden Umformgrade bei 1,7 bis 4 angewendet.
  • Die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle werden bevorzugt zur Herstellung von Fahrwerksbauteilen, Getriebeteilen, oder Zahnräder für Kraftfahrzeuge verwendet. Eine besonders anspruchsvolle Anwendung stellen Pleuel dar, welche bislang nicht in befriedigender Weise als Leichtbauteil zur Verfügung standen.
  • Weitere bevorzugte Anwendungen sind Bauteile für Verbrennungsmotoren und Getriebekomponenten von Kraftfahrzeugen.
  • Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen.
  • Zur Herstellung von Bauteilen ist erfindungsgemäß vorgesehen, einen UHC-Leichtbaustahl
    der Zusammensetzung (Gew.%)
    • C: 1 bis 1,6
    • Al : 5 bis 10
    • Cr: 0,5 bis 3
    • Si: 0,1 bis 0,8
  • Rest Eisen und üblichen stahlbegleitenden Verunreinigungen, bei einer Temperatur im Bereich von 800 bis 980°C an Luft warm umzuformen.
  • In einer weiteren erfindungsgemäßen Ausgestaltung ist zur Herstellung von Bauteilen vorgesehen, an einem UHC-Leichtbaustahl der Zusammensetzung
    • C: 1 bis 1,6
    • Al : 5 bis 10
    • Cr: 0,5 bis 3
    • Si: 0,8 bis 2,8
  • Rest Eisen und üblichen stahlbegleitenden Verunreinigungen, bei einer Temperatur im Bereich von 880 bis 1050°C an Luft eine Warmumformung durchzuführen.
  • Bei der Warmumformung können im Prinzip die unterschiedlichen im Maschinenbau bekannten Verfahren für die Herstellung komplex geformter Bauteile aus Metallen angewendet werden. Gegebenenfalls ist eine entsprechende Anpassung der Kaltverfahren an das Warmumformen vorzunehmen. Zu den geeigneten Verfahren gehören unter anderem das Warm-Fließpressen, das Querwalzen, das Warm-Bohrungsdrücken, das Warm-Rundkneten, das Warm-Verzahnungswalzen, das Warm-Stauchkneten oder die Innenhochdruckumformung sowie das Schmieden.
  • Aufgrund ihres A1- und Si-Gehaltes sind die aufgeführten UHC-Stähle bei der Warmumformung nicht auf eine besondere Schutzgasatmosphäre angewiesen. Die Warmumformung kann daher unter Luftzutritt stattfinden.
  • Die Temperaturen der erfindungsgemäß angewendeten Warmumformung liegen deutlich unterhalb der Schmiedetemperatur der jeweiligen Legierung. Diese vergleichsweise geringeren Temperaturen haben einen weiteren bedeutenden Vorteil für die Umformwerkzeuge. Häufig können konventionelle Stahlwerkzeuge statt der sonst erforderlichen Hochtemperaturwerkzeuge eingesetzt werden.
  • Für die UHC-Leichtbaustähle wird bei der Warmumformung bevorzugt bei einem Prozessdruck unterhalb von 150 bis 180 MPa und einer Umformgeschwindigkeit oder Formänderungsgeschwindigkeit (ε'=relative Längenänderung/Anfangslänge pro Zeiteinheit) oberhalb von 0,1/s gearbeitet. Die Auslegung des Prozesses kann auf geringen Prozessdruck oder auf hohe Umformgeschwindigkeiten optimiert werden, je nach gewähltem Umformverfahren oder Umformwerkzeug. Besonders bevorzugte Umformungsgeschwindigkeiten liegen oberhalb 0,5/s.
  • Werden UHC-Leichtbaustähle eingesetzt, die ein superplastisches Gefüge aufweisen sind auch unter den nicht superplastischen Bedingungen der Warmumformung sehr hohe Umformgrade erzielbar. Bevorzugt werden bei der Warmumformung Dehnungen des Rohlings im Bereich von 50 bis 300% durchgeführt.
  • In der Regel sind mit dem erfindungsgemäßen Verfahren auch für komplexe Bauteile keine oder zumindest wesentlich reduzierte spanabhebende weitere Verfahrensschritte erforderlich, womit sich auch eine bessere Werkstoffausnutzung ergibt. Ebenso lassen sich gegebenenfalls mehrere gesonderte hintereinender gelagerte Umformprozesse zu einem einzigen erfindungsgemäßen Umformprozess zusammenlegen. Mit den erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustählen ist auch die über mehrere Warm-Prozesse kumulierte Verzunderung vergleichsweise gering. Die Prozesskette zur Erzeugung der fertigen Bauteile ist in vorteilhafter Weise verkürzt.
  • Besonders bevorzugt wird nach der Warmumformung des UHC-Leichtbaustahls keine spanabhebende Oberflächen-Nachbehandlung zur Entfernung der Zunderschicht vorgenommen.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren wird in bevorzugter Weise als near-net-shape Verfahren geführt, so dass das Bauteil nach der Umformung in möglichst gebrauchsfertigem Zustand anfällt und nur noch gegebenenfalls an besonderen Funktionsflächen nachbearbeitet werden muss. Reinigung und Polieren der Oberflächen sind erheblich leichter als bei den bekannten Stählen.
  • Die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle weisen ebenfalls eine gute Härtbarkeit (bis >60 HRC ohne Einsatzhärten) auf.
  • Bevorzugt findet nach dem Warmumformen ein Härteprozess statt. Dieser wird insbesondere direkt aus der Prozesswärme des Umformprozesses und unter Luftabschreckung geführt. Danach kann in bekannter Weise angelassen werden. Für derartig vergütete UHC-Leichtbaustähle wurden bei Raumtemperatur Zugfestigkeiten von 1500 MPa bei einer Dehnung von 8% gemessen.
    • Beispiele:
  • Im folgenden Beispiel wurden die Eigenschaften zwischen einem quasi Si-freien UHC-Leichtbaustahl, einem konventionellen Stahl und einem erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustahl verglichen (siehe Tabelle 1).
  • Für die UHC-Stähle wurde der Al- und Cr-Gehalt sowie der Herstellungs-Umformgrad im wesentlichen gleich gehalten und der Si-Gehalt von 0,039% (UHC-Stahl Si0,04) auf 0,38% (UHC-Stahl Si0,4) erhöht.
  • Im Vergleich zum 25MoCr4 ergibt sich eine wesentliche Dichtereduzierung bei vergleichsweise besseren Hochtemperatureigenschaften; Zugfestigkeit und Bruchdehnung bei 910°C sind erheblich gesteigert.
  • Der Vergleich zwischen UHC-Stahl Si0,04 und UHC-Stahl Si0,4 zeigt einen deutlichen günstigen Einfluss der Si-Zugabe auf die A1-Umwandlungstemperatur, die von 805 auf 865°C gesteigert wird. Auch die Dichte wird nochmals gesenkt, von 7,11 auf 7,01 g/ccm. Die Versprödung, welche durch die Verringerung der Bruchdehnung von 12,4 auf 6,5% charakterisiert ist, hält sich noch in akzeptablem Rahmen. Tabelle 1
    UHC-Stahl Si0,04 UHC-Stahl Si0,4 Referenz 25 MoCr 4-Grobkorngeglüht
    Si-Anteil 0.039 Gew.% Si 0.380 Gew.% Si -
    Al-Anteil 6.49 Gew.% Al 6.72 Gew.% Al -
    C-Anteil 1.35 Gew.% C 1.32 Gew.% C
    Cr-Anteil 1,57 Gew.% Cr 1,54 Gew.% C
    Herstellungs-Umformprad φ H = 1.7 φ H = 1.6 -
    GRUNDEIGENSCHAFTEN
    Dichte 7.11 g/cm3 7.01 g/cm3 7.83 g/cm3
    E-Modul 209.0 GPa - 209.9 GPa
    Mikrohärte 301.0 HV30 311.0 HV30 252.0 HV30
    Makrohärte 29.6 HRC 27.8 HRC 24.4 HRC
    GEFÜGE
    Beschreibung Feine sphäroide Karbide Grobe sphäroide Karbide -
    Statistik
    Volumenanteil Karbidteilchen 20.4% 26.7% -
    Anzahl Karbidteilchen 141.000 /mm2 69.000 /mm2 -
    Größe
    Mittlere Fläche Karbidteilchen 1.4 µm2 3.9 µm2 -
    Mittlere Ausdehnung Karbidteilchen 1.9 µm 2.9 µm -
    Form
    Mittlere Elongation Karbidteilchen 1.80 1.76 -
    PHASENUMWANDLUNG
    Start (Ac1) ca. 820°C ca. 865°C -
    Ende (Acm) ca. 905°C ca. 1000°C -
    RT-EIGENSCHAFTEN
    Streckgrenze 698 MPa 676 MPa -
    Zugfestigkeit 934 MPa >940 MPa -
    Bruchdehnung 12.4% 6.5% -
    HT-EIGENSCHAFTEN 25 MoCr 4 - Kaltscherfähig
    910°C - 1.0/s
    Zugfestigkeit 172 MPa 215 MPa 144 MPa
    Bruchdehnung 74% 102% 60%
  • In Fig. 1 sind die Ergebnisse der Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit der beiden UHC-Leichtbaustähle Stähle dargestellt. Es wird die Zunderbildung bei 860°C und 910°C des UHC-Stahls mit 0.04%Si gegen den UHC-Stahl mit 0.4%Si gezeigt(UHC-Stahl Si0,04 versus UHC-Stahl Si0,4).
  • An Proben einer Abmessung von 100x20x3mm wurde bei 860°C und an 910°C die Zunderbildung an Luft für bis zu 60 Minuten gemessen. Die Gewichtszunahme ist dabei wesentliche Messgröße für die Zunderbildung.
  • Der Si-Gehalt hat signifikanten Einfluss auf die Abnahme der Verzunderung. Bei 910°C findet beim Übergang von 0,04 auf 0,4% Si eine Abnahme der Verzunderung um 70% statt. Bei der für die Warmumformung besonders relevanten Temperatur von 860°C liegt die relative Abnahme der Verzunderung sogar bei 98%.
  • Vergleichsuntersuchungen zwischen UHC0, 4Si und 25MoCr4 sind in Fig.2 dargestellt. 25MoCr4 zeigt bei beiden Temperaturen gegenüber UHC0, 4Si eine um 92 bis 99% höhere Verzunderung.

Claims (15)

  1. UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter Zunderbeständigkeit, gekennzeichnet durch eine Zusammensetzung in Gew.%
    C: 1 bis 1,6
    Al: 5 bis 10
    Cr: 0,5 bis 3
    Si: 0,1 bis 2,8
    gegebenenfalls stabilisierende Legierungselemente ausgewählt aus der Gruppe Nb, Ti, Mg und/oder N in einer Menge von 0,02 bis 0,8 Gew.%,
    und gegebenenfalls die weiteren Legierungselemente Ni- Mo- und/oder V-Gehalt unterhalb 0,15 Gew.% Rest Eisen
    und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen.
  2. UHC-Leichtbaustahl nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Al/Si-Verhältnis zwischen 10 und 20 liegt.
  3. UHC-Leichtbaustahl nach Anspruch 1 oder 2,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    der UHC-Leichtbaustahl stabilisierende Legierungselemente ausgewählt aus der Gruppe Nb, Ti, Mg und/oder N in einer Menge von 0,02 bis unterhalb 0,8 Gew.% enthält.
  4. UHC-Leichtbaustahl nach einem der voran gegangenen Ansprüche,
    gekennzeichnet, durch eine Zusammensetzung in Gew.%
    C: 1,2 bis 1,4
    Al : 5,5 bis 7.0
    Cr: 1 bis 2.0
    Si: 0,3 bis 0,6
    gegebenenfalls Ni, Mo und/oder V in einem Gehalt unterhalb 0,15
    Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen.
  5. UHC-Leichtbaustahl nach einem der voran gegangenen Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    der Ni- Mo- und/oder V-Gehalt unterhalb 0,15 Gew.% liegt.
  6. UHC-Leichtbaustahl nach einem der voran gegangenen Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Gefüge feine sphäroide Karbide mit mittleren Querschnittsflächen unterhalb 8 µm2 aufweist.
  7. UHC-Leichtbaustahl nach einem der voran gegangenen Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Gefüge grobe sphäroide Karbide in einem Volumenanteil von 25 bis 30 % aufweist.
  8. Verfahren zur Herstellung von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen nach einem der vorangegangenen Ansprüche mit einem UHC-Leichtbaustahl der einen Si-Gehalt unterhalb 0,8 aufweist,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Warmumformung bei einer Temperatur von 800 bis 980°C an Luft durchgeführt wird.
  9. Verfahren zur Herstellung von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen gemäß einem der vorangegangenen Ansprüche mit einem UHC-Leichtbaustahl der einen Si-Gehalt oberhalb 0,8 aufweist,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Warmumformung bei einer Temperatur von 880 bis 1050°C an Luft durchgeführt wird.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 9,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Formänderungsgeschwindigkeit (ε') der Warmumformung auf Werte oberhalb 0,1 / s eingestellt wird.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass am UHC-Leichtbaustahl vor der Warmumformung eine Herstellungs-Warmumformung mit einem Umformgrad von 1,5 bis 4 durchgeführt wird.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Warmumformung des Rohlings zumindest teilweise bis zu einem Umformgrad > 2 geführt wird.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 12,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das umgeformte Bauteil aus der Prozesshärte des Warmumformens unter Luftabschreckung gehärtet wird.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 13,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass Fahrwerksbauteile, Getriebeteile, Zahnräder oder ein Leichtbaupleuel für Kraftfahrzeuge gebildet werden.
  15. Verwendung eines UHC-Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 7 zur Herstellung von Bauteilen für Verbrennungsmotoren und Getriebekomponenten von Kraftfahrzeugen.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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DE102007019980B4 (de) * 2007-04-27 2018-04-12 Daimler Ag Herstellung von superplastischen UHC-Leichtbaustählen und deren Verarbeitung durch Warmumformung
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CN104377281B (zh) * 2014-11-24 2017-04-26 武汉钢铁江北集团精密带钢有限公司 一种led贴片支架用冷轧钢及生产方法
CN108220807B (zh) * 2017-12-21 2020-07-24 钢铁研究总院 一种低密度高铝超高碳轴承钢及其制备方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US1850953A (en) * 1925-06-19 1932-03-22 Percy A E Armstrong Heat, rust, and acid resisting ferrous alloy
DE678324C (de) * 1931-10-16 1939-07-15 Kohle Und Eisenforschung G M B Verwendung einer an sich bekannten Stahllegierung zur Herstellung von elektrischen Heizdraehten
FR831996A (fr) * 1937-01-30 1938-09-16 British & Dominions Feralloy L Perfectionnements à la fabrication de la fonte
US4769214A (en) * 1985-09-19 1988-09-06 Sptek Ultrahigh carbon steels containing aluminum
US5445685A (en) * 1993-05-17 1995-08-29 The Regents Of The University Of California Transformation process for production of ultrahigh carbon steels and new alloys
DE102005027258B4 (de) * 2005-06-13 2013-01-31 Daimler Ag Hochkohlenstoffhaltiger Stahl mit Superplastizität

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