Umformbarer Leichtbaustahl

Beschreibung

Die Erfindung betrifft einen umformbaren Leichtbaustahl mit TRIP- (Transformation Induced Plasticity) und TWIP- (Twinning Induced Plasticity) Eigenschaften gemäß dem Oberbegriff des Anspruches 1.

Umformbare Leichtbaustähle dieser Art sind bekannt (DE 10 2004 061 284 A1 , DE 197 27 759 A1 , DE 101 285 44 A1 ). Bei diesen und vergleichbaren Stählen kann bei Vorliegen von Eigenspannungen im Material in Abhängigkeit vom Gefüge und der Festigkeit eine durch Wasserstoff ausgelöste verzögerte Versprödung und in Folge dessen eine Rissbildung auftreten.

Zur überwindung dieses Problems ist bereits vorgeschlagen worden, den Wasserstoffgehalt auf < 20 ppm vorzugsweise auf < 5 ppm zu begrenzen (DE 10 2004 061 284 A1).

Dieser Vorschlag ist zwar hilfreich aber nicht ausreichend, da selbst bei niedrig eingestellten Wasserstoffgehalten trotzdem noch der Effekt der Wasserstoffversprödung auftreten kann. Außerdem können bei der Stahlherstellung aus verschiedenen Gründen überschreitungen des festgelegten Maximalwertes für Wasserstoff vorkommen, die legierungsmäßig zwar toleriert werden können, aber die Gefahr des Auftretens einer Wasserstoffversprödung vergrößern.

Aufgabe der Erfindung ist es einen Leichtbaustahl der gattungsgemäßen Art anzugeben, der unter Beibehaltung sehr guter mechanischer Eigenschaften (Duktilität, Festigkeit) den Effekt einer verzögerten Wasserstoffversprödung nicht aufweist.

Diese Aufgabe wird ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen.

Nach der Lehre der Erfindung wird das in der Aufgabenstellung genannte Problem durch ein neues Legierungskonzept gelöst. Dieses zeichnet sich dadurch aus, dass einem niedrigeren Mn-Gehalt ein höherer C-Gehalt und einem höheren Mn-Gehalt ein niedriger C-Gehalt zugeordnet wird, wobei die C-Mn-Wertepaare in einem C-Mn-Koordinatensystem annähernd auf einer geraden Verbindungslinie liegen, die einen Abstand zur Verbindungslinie von im Gleichgewicht zwischen γ- (Austenit-kfz) und α'-Phasen (Martensit-krz) sich befindenden C- Mn-Wertepaaren aufweist.

Bei diesem neuen Legierungskonzept macht man sich die Erkenntnis zu Nutze, dass die γ- Austenit(kfz) und die ε -Martensit(hdp)-Phase eine hohe Wasserstofflöslichkeit besitzen während die α'-Martensit(krz)-Phase eine sehr viel geringere Wasserstofflöslichkeit aufweist. Beim Auftreten des TRIP-Effektes kommt es je nach Legierungszusammensetzung zur Bildung der α'-Martensit-Phase, z.T. über die metastabile ε -Martensit-Phase. In Bereichen, in denen der Werkstoff z.B. unter Druckspannung umgeformt wird, kann dabei die dichter gepackte ε -Martensit-Phase nach dem Prinzip des kleinsten Zwanges auch nach der Umformung vorliegen und bei Entlastung in die α'-Martensit-Phase umklappen.

Bei diesem Umklappen von der ε -Martensit-Phase in die α'-Martensit-Phase muss der Wasserstoff wegen der niedrigeren Löslichkeit entweichen, und führt entweder atomar oder rekombiniert zur Schwächung des Materials, gegebenenfalls zum Reißen.

Ausgehend von einer Legierung mit C und Mn führt die Zugabe von AI und/oder Si zu einer Destabilisierung der ε -Martensit-Phase. Das verringert die Gefahr einer Wasserstoffversprö- dung bzw. erhöht den Spielraum für den Stahlwerker auch bei überschreitung des Maximalwertes des Wasserstoffs die abgegossene Schmelze noch als tolerierbar einzustufen. Weniger Abwertungen erhöhen das Ausbringen und damit die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens.

Vorzugsweise ist die Zugabe von AI und Si annähernd gleich groß.

Unabhängig von der Wirkung der Zugabe von AI und/oder Si ist der Kohlenstoffgehalt ein entscheidendes Element im vorgeschlagenen Legierungskonzept, da er die Austenit-Phase stabilisiert und den Wasserstoff von den freien Gitterplätzen verdrängt.

Das Streuband um die Verbindungslinie der optimalen C-Mn-Wertepaare für den Gehalt an C sollte =±0,15%, vorzugsweise ±0,1% an für den Gehalt an Mn=±2,5%, vorzugsweise ±1,5% betragen.

Beispielsweise weisen Legierungen mit

0,7 % C, 15 % Mn, 2,5 % AI, 2,5 % Si sowie

0,4 % C, 18 % Mn, 2,5 % AI, 2,5 % Si neben hervorragenden mechanischen Eigenschaften, wie nachfolgend angegeben, keine verzögerte Rissbildung ("delayed fracture") auf.

Nach einer Glühung bei 85O ⁰ C weist das erste Legierungsbeispiel eine Streckgrenze R _p0 , ₂ von 480 MPa und eine Festigkeit von 850 MPa mit einer Dehnung A von 58 % auf. Diese Werte für das zweite Legierungsbeispiel ebenfalls nach einer Glühung bei 85O ⁰ C sind R _p o _i2 450 MPa; R _m 790 MPa und A 53 %. Eine zweite Kenngröße ist das Produkt aus Festigkeit x Dehnung, das ein Maß für die Leistungsfähigkeit des Werkstoffes ist. Dieser Wert liegt für das Legierungsbeispiel 1 bei 49.300 und für Beispiel 2 bei 41.870 (% x MPa).

In der einzigen Figur ist in einem Koordinatensystem der C-Gehalt über den Mn-Gehalt aufgetragen. Die durchgezogene gerade Verbindungslinie zeigt die C-Mn-Wertepaare, die sich unter Berücksichtigung einer AI- und/oder Si-Zugabe im Gleichgewicht bezüglich der γ- Austenit- und der α' -Martensit-Phase befinden.

Die gestrichelte Verbindungslinie, die einen Abstand zur Gleichgewichtslinie aufweist, kennzeichnet Wertepaare des optimalen Legierungskonzeptes, hinsichtlich Werkstoffeigenschaften unter Vermeidung einer verzögerten Rissbildung (delayed fracture). Die über die gestrichelte Verbindungslinie gelegte Schraffierung soll das qualitative Streuband andeuten, innerhalb dessen noch optimale Ergebnisse zu erwarten sind.