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WO2008028561A1 - Bauteile aus ultrahochkohlenstof fhaltigen stählen mit reduzierter dichte und hoher zunderbeständigkeit - Google Patents

Bauteile aus ultrahochkohlenstof fhaltigen stählen mit reduzierter dichte und hoher zunderbeständigkeit Download PDF

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WO2008028561A1
WO2008028561A1 PCT/EP2007/007349 EP2007007349W WO2008028561A1 WO 2008028561 A1 WO2008028561 A1 WO 2008028561A1 EP 2007007349 W EP2007007349 W EP 2007007349W WO 2008028561 A1 WO2008028561 A1 WO 2008028561A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
uhc
steel
hot
uhc lightweight
forming
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.)
Ceased
Application number
PCT/EP2007/007349
Other languages
English (en)
French (fr)
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
Priority to EP07801785.2A priority Critical patent/EP2111475B1/de
Priority to US12/439,548 priority patent/US8257646B2/en
Publication of WO2008028561A1 publication Critical patent/WO2008028561A1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • 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, as well as the production of components by hot forging according to claim 8.
  • UHC Ultra High Carbon Steel
  • UHC steels have been known for some time. They have been developed especially with regard to their superplastic properties. The superplastic deformation takes place in a narrow process window of temperature and
  • Forming speed (strain rate ( ⁇ ')). In the superplastic forming strain values of some 100 to 1000% can be achieved. Typically, a forming temperature above about 50% of the melting temperature (ideally in the range of ⁇ -> Y conversion) and a very low deformation rate of about 10 "2 to 10 " 5 s "1. Be the optimum temperature and / or forming speed The ideal speed for superplastic forming is thus well below the limit of industrial acceptability for series products, which is around 0.1 / s.
  • Unalloyed UHC steels such as known from US 3,951,697, have only a slight superplastic effect, since the grain growth structure is unstable.
  • US Pat. No. 4,448,613 describes production processes of the superplastic structure for UHC steels. It also describes the setting of superplastic structures for UHC steels with low alloying additions of Cr, Mn and Si.
  • 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. In cold forging (cold extrusion), high dimensional accuracy, high surface quality and high component strength (by work hardening) are possible; but are the disadvantages of some very high required forming forces contrary.
  • the object is achieved by an ultra-high carbon or UHC lightweight steel with improved formability and scale resistance with the features of claim 1 and by a method for the production of hot-formed components made of UHC lightweight steels by hot forming at a temperature of 800 to 980 0 C in air the features of claim 8, or by a method for the production of hot-formed components from UHC lightweight steels by hot forming at a temperature of 880 to 1050 0 C in air with the features of claim 9.
  • the forming processes at a temperature in the range from 800 to 1050 ° C. are referred to below as hot forming.
  • the following alloy composition is provided for the UHC lightweight steel having improved scale resistance (compositions below in% by weight unless otherwise specified).
  • the density for a UHC lightweight steel with 0.4% Si and 6.7% Al is 7 g / ccm compared to the conventional 25MoCr4 steel with a density of 7.8 g / ccm.
  • the Si is the Al transformation temperature in the given
  • Alloy composition can greatly influence.
  • the high content of Al significantly increases the Si sensitivity of the alloy.
  • Even a small increase in Si alloy additions leads to a significant increase in the Al transformation temperature. This means that 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 Al transformation temperature of about 82O 0 C for a 6.5% A1, 1.5% Cr, 1.35% C, 0.04% Si UHC- Lightweight steel already increased to 865 ° C by increasing the Si content to just 0.4%.
  • 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 reduction in the corrosion rate of 92 to 99% compared to the conventional steels 25MoCr4.
  • the Si content also has a significant influence on the decrease in scaling.
  • the superplastic properties are retained, whereby in some cases a slight increase in the formability at high speed could be measured.
  • the mechanical properties at room temperature are not adversely affected by the usually strongly embrittling Si.
  • the UHC lightweight steels according to the invention show only slightly reduced elongation 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 absorption 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 preferred Si content is a compromise between
  • Increase of optimum forming temperature and deterioration the mechanical properties and is preferably in the range of 0.3 to 1.2 wt.%, Particularly preferably 0.4 to 0.8.
  • composition in% by weight is given by:
  • the steel-accompanying impurities may likewise be the typical steel alloy companion Ni, Mo, Nb and / or V. As a rule, fractions of these elements in an amount below 1% are not critical.
  • the Ni, Mo and / or V content is preferably below 0.15% by weight. Particular preference is given to setting at least Ni and / or V to less than 0.05%.
  • the UHC lightweight structural steel contains further stabilizing alloying elements selected from the group Nb, Ti, Mg and / or N.
  • the content of these alloying elements is preferably limited 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.%. It should be regarded as a further advantage of the invention that can be dispensed with in the UHC lightweight steel according to the invention on the alloying of the very expensive alloying elements Ni, Mo and / or V.
  • 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.
  • the average particle size is particularly preferably below 1.5 ⁇ m.
  • Most of the grains are preferably sphoid, 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 thermoformed components from UHC lightweight steels.
  • the invention provides a UHC lightweight steel the composition (% by weight)
  • 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 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.
  • UHC lightweight steels is preferred in hot forming at a process pressure below 150 to 180 MPa and a forming speed or
  • Length change / initial length per unit of time worked above 0.1 / s.
  • 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.
  • Fig. 1 the results of the high-temperature corrosion resistance of the two UHC lightweight steels are shown. It shows the scale formation at 860 0 C and 910 0 C of UHC steel with 0.04% Si against the UHC steel with 0.4% Si (UHC steel SiO, 04 versus UHC steel SiO, 4).
  • the Si content has a significant influence on the decrease in scaling.
  • 91O 0 C there is a 70% decrease in scaling at the transition from 0.04 to 0.4% Si.
  • the particularly relevant temperature of 860 ° C. for hot forming the relative decrease in scaling is even 98%.
  • FIG. 25MoCr4 shows a 92 to 99% higher scaling at both temperatures compared to ÜHC0, 4Si.

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Abstract

UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter Zunderbeständigkeit, mit der Zusammensetzung in Gew.% C: 1 bis 1,6, A1: 5 bis 10, Cr: 0,5 bis 3, Si: 0,1 bis 2,8, Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen und Verfahren zur Herstellung von hieraus an Luft warmumgeformten Bauteilen, wobei je nach Si-Gehalt Warmumformtemperaturen von 800 bis 1050°C angewendet werden.

Description

Bauteile aus Ultrahochkohlenstoffhaltigen Stählen mit reduzierter Dichte und hoher Zunderbeständigkeit
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.
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 -> Y 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 AI- 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 AI-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. HOO0C - 12500C) 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. 750-9500C 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 9800C 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 10500C an Luft mit den Merkmalen des Anspruchs 9.
Zusammenfassend werden im Folgenden die Umformprozesse bei einer Temperatur im Bereich von 800 bis 10500C als Warmumformen bezeichnet.
Erfindungsgemäß ist somit für den UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter Zunderbeständigkeit die folgende Legierungszusammensetzung 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 Al- 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 Al-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 Al Umwandlungstemperatur von ca. 82O0C für einen 6.5%A1, 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 Al-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.
Bevorzugt 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 einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung enthält der UHC-Leichtbaustahl weitere stabilisierende Legierungselemente ausgewählt aus der Gruppe Nb, Ti, Mg und/oder N. Der Gehalt dieser Legierungselemente wird bevorzugt 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 l,5μm. Der Überwiegende Teil der Körner ist bevorzugt spharoid, 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 1000-1150cC. 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 7000C; Hierbei werden sphäroide κ-Karbide erzeugt. Die Umformung findet nahe an der Al Temperatur, oberhalb und unterhalb dieser statt. Gegebenenfalls kann zwischengeglüht werden, um die mittlere Abkühlgeschwindigkeit zu reduzieren oder die Temperatur um die AI-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 9800C 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 10500C 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 Al- 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% (ÜHC-Stahl SiO, 04) auf 0,38% (UHC- Stahl SiO, 4) erhöht.
Im Vergleich zum 25MoCr4 ergibt sich eine wesentliche Dichtereduzierung bei vergleichsweise besseren Hochtemperatureigenschaften; Zugfestigkeit und Bruchdehnung bei 9100C sind erheblich gesteigert.
Der Vergleich zwischen ÜHC-Stahl .SiO, 04 und UHC-Stahl SiO, 4 zeigt einen deutlichen günstigen Einfluss der Si-Zugabe auf die Al-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
Figure imgf000017_0001
In Fig. 1 sind die Ergebnisse der Hochtemperatur- Korrosionsbeständigkeit der beiden UHC-Leichtbaustähle Stähle dargestellt. Es wird die Zunderbildung bei 8600C und 9100C des UHC-Stahls mit 0.04%Si gegen den UHC-Stahl mit 0.4%Si gezeigt (UHC-Stahl SiO, 04 versus UHC-Stahl SiO, 4).
An Proben einer Abmessung von 100x20x3mm wurde bei 8600C und an 91O0C 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 91O0C 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 8600C liegt die relative Abnahme der Verzunderung sogar bei 98%.
Vergleichsuntersuchungen zwischen ÜHC0, 4Si und 25MoCr4 sind in Fig.2 dargestellt. 25MoCr4 zeigt bei beiden Temperaturen gegenüber ÜHC0, 4Si eine um 92 bis 99% höhere Verzunderung.

Claims

DaimlerChrysler AG Zimmermann-Chopin
06. 09 . 2006
Patentansprüche
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
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
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 dass das Gefüge grobe sphäroide Karbide in einem
Volumenanteil von 25 bis 30 % aufweist.
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 9800C an Luft durchgeführt wird.
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 10500C 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 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass am UHC-Leichtbaustahl vor der Warmumformung ein zur superplastischen Umformung geeignetes Gefüge eingestellt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass am UHC-Leichtbaustahl vor der Warmumformung eine Herstellungs-Warmumformung mit einem Umformgrad von 1,5 bis 4 durchgeführt wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmumformung des Rohlings zumindest teilweise bis zu einem Umformgrad > 2 geführt wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das umgeformte Bauteil aus der Prozesshärte des Warmumformens unter Luftabschreckung gehärtet wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass Fahrwerksbauteile, Getriebeteile, Zahnräder oder ein Leichtbaupleuel für Kraftfahrzeuge gebildet werden.
16. Verwendung eines ÜHC-Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 7 zur Herstellung von Bauteilen für Verbrennungsmotoren und Getriebekomponenten von Kraftfahrzeugen .
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