Die Erfindung betrifft hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Bauteile aus hochlegiertem Stahl, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung

Austenitische Stähle sind im Guss- als auch Knetzustand relativ weich. Sie weisen im lösungsgeglühten Zustand relativ niedrige Fließ- bzw. 0,2 %-Dehngrenzen auf. Dadurch sind diesen Stählen bezüglich der Anwendungen Grenzen gesetzt. Als Leichtbauwerkstoff sind sie deshalb weniger gut geeignet. Durch die Anhebung der Festigkeitseigenschaften kann dieser Nachteil behoben werden. Jedoch ist damit in vielen Fällen eine Verschlechterung der Zähigkeitseigenschaften verbunden.

In der Praxis wird für die Anhebung der Festigkeitseigenschaften von Stählen auf unterschiedliche Verfestigungsmechanismen zurückgegriffen. Die 0,2 %-Dehngrenze als auch die Zugfestigkeit austenitischer Stähle kann durch eine Mischkristallverfestigung (Stickstoff, Kohlenstoff, u. a.), durch Ausscheidungen (Karbide, Nitride u. a.) oder durch die Anwesenheit von Zweitphasen (Ferrit, Martensit) angehoben werden. Damit verbunden ist gleichfalls ein Abfall der Zähigkeitseigenschaften. Die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften verhalten sich gegenläufig, was nachteilig ist. Der Effekt verstärkt sich, wenn die Gehalte an Kohlenstoff- und Stickstoff oder die Mengenanteile an Ferrit- oder Abkühlmartensit bzw. an Ausscheidungen ansteigen.

Eine Kornfeinung des Austenits führt hingegen zu einem gleichzeitigen Anstieg der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Für Knetlegierungen wird die Dispersität des austeniti- schen Gefüges über die Warmumformbedingungen und die damit verbundene Rekristallisation eingestellt. Für austenitischen Stahlguss gibt es diese Option nicht. Austenitischer Stahlguss weist ein dendritisches Gussgefüge mit einem groben Primärkorn auf. Austenitischer Stahlguss ist vor allem deshalb bezüglich der mechanischen Eigenschaften den austenitischen Knetlegierungen gleicher chemischer Zusammensetzung unterlegen.

Ein induzierter TRIP-Effekt in austenihaltigen Stählen bewirkt die gleichzeitige Anhebung der Zugfestigkeit des Stahles und der Bruchdehnung. Da das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung eine Maßzahl für das Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen ist, lassen sich Stähle mit TRIP-Effekt besser kalt umformen und weisen ein höheres Crashverhalten auf, als Stähle ohne TRIP-Effekt.

Der TRIP-Effekt wird durch eine induzierte Martensitbildung während der Kaltumformung ausgelöst. Das heißt, die Martensitbildung findet im plastischen Deformationsbereich des austenitischen Stahles statt. Sie wird dann als verformungsinduzierte Martensitbildung bezeichnet. Für die Induzierung eines TRIP-Effekts müssen die chemische Zusammensetzung des austenithaltigen Stahles und die Kaltumformbedingungen so aufeinander abgestimmt sein, dass die Martensitbildung überwiegend im plastischen Deformationsbereich des Auste- nits erfolgt. Der TRIP-Effekt ist umso ausgeprägter, je mehr Martensit im plastischen Deformationsbereich des Austenits entsteht und keine spontanen oder spannungsinduzierten Mar- tensitbildungen vorlaufen. Die Fließgrenze des Austenits bzw. die 0,2%-Dehngrenze werden durch den TRIP-Effekt hingegen nicht beeinflusst.

Wird hingegen die Martensitbildung im elastischen Deformationsbereich des Austenits ausgelöst, so wird sie als spannungsinduzierte Martensitbildung bezeichnet. Als Folge davon verfestigen die austenithaltigen Stähle relativ stark. Es wird kein TRIP-Effekt ausgelöst. Die Fließgrenze und die Zugfestigkeit des Stahles steigen und ein der nachfolgende TRIP-Effekt im plastischen Deformationsbereich des Austenits wird abgeschwächt. Die Abschwächung des TRIP-Effekts hat zur Folge, dass die Zähigkeitseigenschaften stark eingeschränkt werden. Die Effekte sind umso größer, je mehr Martensit im elastischen Deformationsbereich des Stahles gebildet wird. Als Folge davon entstehen hochfeste Stähle mit stark eingeschränkter Plastizität. Solche Stähle sind oftmals spröde und für die Herstellung von hochfesten und gleichzeitig zähen Halbzeugen und Leichtbauteilen ungeeignet.

DE10 2012 1 12 703 A1 beschreibt kaltumformbare, schweißgeeignete Konstruktionsstähle mit den hauptsächlichen Legierungskomponenten C, Cr, Mn und Ni und ein Verfahren zur Herstellung genormter Bauteile aus vor allem nichtrostendem Stahl. DE10 2012 1 12 703 A1 bezieht sich auf austenitische Stähle mit einem großen Bereich für die Ni- und Chromäquivalente. Dieser Bereich ist so groß, dass austenitische Stähle mit sehr unterschiedlicher chemischer Zusammensetzung und damit unterschiedlicher Austenitstabilität erfasst werden. Der Bereich schließt damit stabile und metastabile austenitische Stähle ein. Das heißt, Stähle deren Austenit keinen α'-Martensit bilden kann und Stähle, deren Austenit eine α'- Martensitbildung zeigen kann. Um das Verfahren zur Anwendung zu bringen, sind nur solche metastabilen austenitischen Stähle geeignet, in den während einer Tiefkühlung unter -50 °C α'-Abkühlmartensit entsteht. Die drei angeführten Beispiele zeigen, dass der Anteil an α'- Abkühlmartensit 25 % nicht übersteigt. Zur Lage der Ms-Temperatur (Beginn der spontanen Martensitbildung während der Abkühlung) werden keine Angaben gemacht. Es lässt sich aber schlussfolgern, dass die für das Verfahren geeigneten austenitischen Stähle aufgrund der relativ niedrigen Anteile an α'-Abkühlmartensit Ms-Temperaturen in der Nähe von -50 °C, in jedem Fall unter 0 °C, aufweisen müssen.

Das Verfahren nach DE10 2012 1 12 703 Al zeigt, dass kaltumgeformte Bleche zunächst einer Lösungsglühung bei Temperaturen von größer als 1050 °C unterzogen werden. An- schließend werden die Teile auf Raumtemperatur abgeschreckt und danach auf eine Temperatur unter -50 °C tiefgekühlt. Nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur schließt sich eine Anlassbehandlung im Temperaturbereich von 200 bis 600 °C und mit Haltezeiten von 0,1 bis 2 Stunden an. Für die Erfindung ist kennzeichnend, dass sich die Behandlung ausschließlich auf Knetlegierungen (umgeformtes Blechmaterial) bezieht. Gusslegierungen bleiben hingegen unberücksichtigt. Darüber hinaus wird beim Lösungsglühen ein Temperaturbereich unterhalb 1050 °C nicht berücksichtigt.

Durch die Tiefkühlung der gelochten, gepressten oder gekanteten Bauteile wandelt ein relativ geringer Anteil des Austenits in Abkühlmartensit um. Die im Patent angegeben Beispiele weisen einen Abkühlmartensit, der sich durch die Tiefkühlung gebildet hat, von 24, 20 und 25 % auf. Dieser Abkühlmartensit bleibt nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur erhalten und bestimmt maßgeblich die Festigkeitserhöhung und die Zähigkeitsabnahme gegenüber dem austenitischen Gefügezustand nach dem Lösungsglühen. Durch die nachfolgende Anlassbehandlung entspannt der Martensit, der Anteil von Austenit und Martensit bleibt erhalten, hinzu kommen jedoch Chromausscheidungen. Diese Gefügezustände zeichnen sich gegenüber dem lösungsgeglühten austenitischem Gefügezustand durch höhere Festigkeitswerte und niedrigere Dehnwerte aus. Die angegeben erhöhten Festigkeitseigenschaften sind maßgeblich auf die Existenz von Abkühlmartensit zurückzuführen. Die Bildung von Umformmartensit als Folge einer Kaltumformung bei Raumtemperatur bzw. einer Kaltumformung bei tiefen Temperaturen wird nicht in Betracht gezogen. Damit bleibt die Möglichkeit einer weiteren Anhebung der Zugfestigkeit und eine gleichzeitige Verbesserung der Plastizität ungenutzt.

Das bedeutet, dass auch die gewünschten Änderungen der mechanischen Eigenschaften durch die Anlassbehandlung maßgeblich durch den Abkühlmartensit hervorgerufen werden. Durch den niedrigen Anteil an Abkühlmartensit von maximal 25 % bleiben die Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften des Stahles begrenzt.

Die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften lassen sich für martensitische Stähle durch Anlassen in weiten Grenzen beeinflussen [1 , 2]. Durch die Anlassbehandlung wird eine gewünschte Kombination von Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften eingestellt und die Rissanfälligkeit gemindert. Mit steigender Anlasstemperatur und Anlasszeit werden die Festigkeitseigenschaften erniedrigt und die Zähigkeitseigenschaften erhöht. Dieser Einfluss ist umso höher, je höher der Kohlenstoff- und / oder Stickstoffgehalt des Stahles ist.

Neuere Untersuchungsergebnisse an kommerziellen nichtrostenden martensitischen Stählen, die keine weichmartensitischen Nickelstähle sind, haben gezeigt, dass durch eine Q & P-Behandlung (Quenching & Partitioning) hochfeste und gleichzeitig zähe martensitsche Stähle mit erhöhtem Kohlenstoffgehalt herstellbar sind [3, 4]. Bei der Q & P-Behandlung ist die Anwesenheit von Restaustenit in martensitischen Stählen erforderlich. Um Restaustenit zu bilden, werden die martensitischen Stähle einer Austenitisisierung unterzogen. Während der Austenitisierung gehen die Ausscheidungen weitestgehend in Lösung und der Austenit wird gegenüber einer Martensitbildung stabilisiert. Ausdruck dafür ist eine Abnahme der Ms- und Mf-Temperatur, insofern die Abkühlung schnell erfolgt und die Bildung von Ausscheidungen während der Abkühlung vermieden wird. Um Restaustenit zu erhalten, wird die Abkühlung oberhalb der Mf-Temperatur unterbrochen. Für martensitische Stähle mit Mf- Temperturen oberhalb Raumtemperatur erwächst dadurch ein Nachteil. Diese Stähle dürfen nicht in Wasser abgeschreckt werden, bevor die Anlassbehandlung erfolgt.

Danach werden die Anlassbedingungen so gewählt, dass die entstehenden Ausscheidungen ausschließlich im Martensit erfolgen. Gleichzeitig wird der Restaustenit durch die Diffusion von Kohlenstoff- und Stickstoff stabilisiert. Im Austenit werden keine Ausscheidungen gebildet. Das hat einerseits zur Folge, dass die martensitische Phase eine Dispersionsverfestigung durch die Ausscheidungen erfährt und dadurch die Festigkeitseigenschaften angehoben werden. Zum anderen wird der Restaustenit stabilisiert und bleibt dadurch nach der Abkühlung auf Raumtemperatur teilweise oder vollständig erhalten, wodurch die Zähigkeitseigenschaften des Stahles verbessert werden. Darüber hinaus kann der Restaustenit bei äußerer Beanspruchung einen TRIP-Effekt verursachen, wodurch die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften angehoben werden. Durch die Q & P-Behandlung lassen sich folglich die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften martensitischer Stähle gleichzeitig verbessern.

Die Möglichkeit durch eine Abschreck- und Anlassbehandlung bzw. Q & P-Behandlung die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften für austenitische Stähle zu beeinflussen, ist nicht gegeben. Es fehlt der dafür notwenige Martensit. Werden jedoch metastabile austenitische Stähle einer Kaltumformung unterzogen und dadurch eine Martensitbildung induziert, so entstehen austenitisch-martensitische Gefügezustände, deren Eigenschaften durch eine Anlassbehandlung beeinflussbar sind. Mit steigendem Kaltumformgrad nimmt der Anteil an Um- formmartensit zu und die Festigkeit des Stahles steigt. Nichtrostende austenitische Federstähle mit einem überwiegend martensitischm Gefüge sind ein Beispiel dafür. Um Zugfestigkeit von 1 100 bis 1900 MPa zu gewährleisten und die Rissanfälligkeit zu reduzieren, werden solche Gefügezustände einer Anlassbehandlung unterzogen. Zu diesem Zweck werden die Stähle zwischen 200 und 450 °C und Haltezeiten in der Regel von mehr als 30 Minuten geglüht. Danach besteht das Gefüge aus angelassenem Martensit und Restaustenit. Im Stahl sind Chromkarbid- und Nidridausscheidungen lichtmikroskopisch nachweisbar. Für nichtros- tende austenitische Stähle mit Martensitanteilen zeigt sich, dass durch eine herkömmliche Anlassbehandlung die korrosiven Eigenschaften verschlechtert werden [5].

Aus dem Stand der Technik leitet sich einmal ab, dass die Herstellung von Halbzeug und Bauteilen aus metastabilen austenithaltigen Stählen mit gleichzeitig hohen Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften Grenzen gesetzt sind. Diese Grenzen werden vor allem durch die Austenitstabilität und die gegebenen Kaltumformbedingungen festgelegt. Dadurch werden die Möglichkeiten mittels TRIP-Effekt die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften gleichzeitig anzuheben und das Kaltumform- und das Energieabsorptionsvermögen zu verbessern, begrenzt.

Ein weiterer Nachteil besteht darin, dass für lösungsgeglühte austenitische Stähle im Gegensatz zu martensitischen Stählen eine Abschreck- und Kurzzeit-Anlassbehandlung bzw. Q & P-Behandlung nicht praktikabel ist. Darüber hinaus ist unbekannt, welchen Einfluss eine Q & P-Behandlung auf die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften von ursprünglich auste- nitischen Stählen, die durch eine Tiefkühlung und/oder Kaltumformung Abkühl- und/oder Umformmartensit im Gefüge aufweisen, hat.

Der Erfindung liegt die technische Aufgabe zugrunde, ein Stahlgefüge zu entwickeln, das die Herstellung hochfester und gleichzeitig hochzäher Halbzeuge und Bauteile mit verbesserten Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen gestattet.

Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten und gleichzeitig zähen Halbzeugen und Bauteilen gelöst, bei dem ein hochlegierter austenitischer Stahl im Gusszustand oder im Knetzustand mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,

a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, so dass er eine Ms-Temperatur von 30 bis 0 °C aufweist, danach

b) auf Temperaturen unter - 40 °C abgekühlt wird, so dass α'-Abkühlmartensit entsteht, c) oder bei Raumtemperatur kalt umgeformt wird, so dass α'-Umformmartensit entsteht, d) oder im Temperaturbereich unterhalb Raumtemperatur kaltumgeformt wird, so dass α'-Abkühlmartensit und α'-Umformmartensit entsteht,

e) und im Anschluss an Verfahrensschritt b) oder c) oder d) einer Kurzzeit- Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird, so dass das Halbzeug oder Bauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.

Als austenitischer Stahl wird ein hoch legierter Stahl, vorzugsweise ein nichtrostender oder hochmanganhaltiger Stahl mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% mit einem metastabilen austenitischen Gefüge eingesetzt. Kennzeichnend für den Stahl ist eine Ms-Temperatur von ca. 30 bis ca. 0°C, die den Beginn der spontanen α'-Martensitbildung während der Abkühlung anzeigt. Die angegebenen Ms-Temperaturen weisen den Stahl als einen sehr instabilen austenitischen Stahl aus. Instabile austenitische Stähle weisen im Gegensatz zur Mehrheit der austenitischen Stähle während einer Tiefkühlung eine intensive Bildung von α'-Abkühlmartensit auf. Gleichzeitig lässt sich der überwiegende Teil des Austenits während einer Kaltumformung unterhalb bzw. bei Raumtemperatur in Umformartensit überführen. Der austenitische Stahl X10 CrNi18-8 (1 .4310, AISI 301 ) ist ein typisches Beispiel für einen instabilen austenitischen Stahl. Seine Ms-Temperatur liegt wenige Grad unterhalb Raumtemperatur. Deshalb genügen relativ geringen Unterkühlungen, um α '-Abkühlmartensit zu bilden. Darüber hinaus erfolgt die Bildung von α '-Umformmartensit während einer Kaltumformung bei Raumtemperatur bereits in der Regel im elastischen Spannungsbereich beginnend. Das heißt, wegen der Instabilität des Austenits entsteht zunächst spannungsinduzierter Martensit und nachfolgend verformungsinduzierter Martensit. Die Bildung spannungsinduzierten Martensits hat zur Folge, dass die verformungsinduzierte Martensitbildung, die die TRIP-Eigenschaften verursacht, reduziert wird. Dadurch steigen die Festigkeitseigenschaften relativ stark an während die Zähigkeitseigenschaften relativ stark abfallen und der Stahl ein sprödes Verhalten zeigt. Erst durch eine Anlassbehandlung werden die Zähigkeitseigenschaften auf Kosten einer Absenkung der Festigkeitseigenschaften anheben und die Sprödbruchneigung aufgehoben.

Die Instabilität (Metastabilität) des eingesetzten austenitschen Stahles drückt sich dadurch aus, dass der Austenit während einer Tiefkühlung oder/und der Kaltumformung α'- Abkühlmartensit oder/und α'-Verformungsmartensit mit Anteilen zwischen 20 bis 90 Volumen-% bildet, vorzugsweise zwischen 30 bis 90 Volumen-%, bevorzugt zwischen 20 und 80 Volumen-%, besonders bevorzugt zwischen 40 und 60 Volumen-% . Die Kaltumformung erfolgt dabei nahe bzw. unterhalb Raumtemperatur. Die Umformtemperatur während der Kaltumformung soll 60 °C, bevorzugt 20 bis 30 °C nicht überschreiten. Der zulässige Anteil an Deltaferrit im Stahl liegt bei kleiner 10 Volumen-%.

Der austenitische Stahl ist ein hoch legierter Stahl, vorzugsweise ein nichtrostender oder hochmanganhaltiger Stahl mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit. Hochlegierte austenitische Stähle bezeichnen Stähle, bei den denen die denen die Summe der Legierungselemente einen Gehalt von 5 Massenprozent überschreitet. Hochmaganhaltiger austenitischer Stahl ist ein Stahl mit einem Mangangehalt von mehr als 16 bis 33 %.

Austenitische Stähle werden unter Schutzgasatmosphäre lösungsgeglüht und anschließend auf Raumtemperatur abgeschreckt. Die bevorzugte Glühtemperatur liegt dabei zwischen 1000 und 1 150 °C, besonders bevorzugt zwischen 1000 und 1080 °C. Die Glühtemperatur kann aber auch darunter als auch darüber liegen, wobei 950 °C in der Regel nicht unter- und 1 150 °C nicht überschritten werden. Die Haltezeiten der Bauteile betragen je nach Abmessungen in der Regel eine Stunde bis 30 Minuten. Während des Lösungsglühens können sich Ausscheidungen auflösen und das Gefüge wird bezüglich der gelösten Elemente im Austenit homogenisiert. Dieser Gefügezustand bleibt während einer Abschreckung auf Raumtemperatur weitestgehend erhalten. Üblicherweise wird in Wasser abgeschreckt. Der bei Raumtemperatur vorliegende austenitische Gefügezustand hat sich bezüglich der Verarbeitungseigenschaften und guter korrosiver und mechanischer Eigenschaften als günstig erwiesen.

Die Ms-Temperatur ist die Temperatur bei der die spontane Martensitbildung während einer Abkühlung eines austenithaltigen Stahles beginnt. Dabei wandelt ca. 1 % Austenit in Martensit um.

Die As-Temperatur ist die Temperatur bei der während einer Erwärmung der Martensit beginnt in Austenit umzuwandeln. Es bilden sich die ersten Austenitanteile von ca. 1 %. Die Af-Temperatur ist die Temperatur bei der die Martensitumwandlung in Austenit während einer Erwärmung endet, d. h. ca. 99 % des Martensits in Austenit umgewandelt ist.

Da die Umwandlungen mit Längenänderungen einhergehen, werden die genannten Umwandlungstemperaturen üblicherweise mit einem Dilatometer (Längenmessgerät) ermittelt. Raumtemperatur für das erfindungsgemäße Verfahren bezeichnet eine Temperatur zwischen 20 und 25°C.

Die kurzzeitige Anlassbehandlung im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungs- temperatur As des Martensits in Austenit und die anschließende Abkühlung auf Raumtemperatur bewirkt die Einstellung eines austenitisch-martensitisch-karbidischen Gefüges mit TRIP-Eigenschaften und hohem Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen. Die Rück- umwandlung des Martensits in Austenit beginnt bei der As-Temperatur und endet bei der Af- Temperatur. Diese Temperaturen sind für Abkühlmartensit von der chemischen Zusammensetzung des Austenits und für Umformmartensit zusätzlich vom Kaltumformgrad abhängig.

Die Anlassbedingungen werden so gewählt, dass nach der Abkühlung von der Anlasstemperatur auf Raumtemperatur der Martensit feinstdisperse (vorwiegend im nm-Bereich) Karbide und / oder Nitride und/oder Karbonitride enthält und die Gitterverzerrung des Martensits reduziert ist. Darüber hinaus dürfen sich in der austenitischen Matrix noch keine Ausscheidungen gebildet haben. Die Ausscheidungen im Martensit bewirken einerseits eine Dispersionsverfestigung des Stahles und andererseits eine mechanische Stabilisierung des Austenits. Beide Effekte haben zur Folge, dass bei einer Kaltumformung die Bildung von Verfor- mungsmartensit im elastischen Deformationsbereich des Stahles erschwert bzw. vollständig unterdrückt wird. Die Martensitbildung findet deshalb überwiegend bzw. ausschließlich in dem plastischen Deformationsbereich des Stahles statt. Dadurch kommt der TRIP-Effekt maßgeblich zum Tragen und bewirkt einen Anstieg der Zugfestigkeit und der Zähigkeitseigenschaften, wie z. B. der Bruchdehnung des Stahles. Das ist ein sehr bedeutender Vorteil den instabile austenitische Stähle haben in denen sich erfindungsgemäß Martensit gebildet hat und die erfindungsgemäß einer Kurzzeit-Anlassbehandlung unterzogen werden.

Nach einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens werden hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Leichtbauteile so hergestellt, so dass Halbzeuge und Leichtbauteile aus einem hochlegierten austenitischen Stahl im Gusszustand oder im Knetzustand mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse- % und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit, nach einem Lösungsglühen mit anschließender Abschreckung auf Raumtemperatur mit einer Ms-Temperatur von 0 bis 30 °C auf Temperaturen unter -40 °C abgekühlt und/ oder kalt umgeformt, danach einer Anlassbehandlung im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt werden. Vorteilhaft werden die Tieftemperaturbehandlungs- und/oder die Kaltumformbedingungen so gewählt, dass der Anteil an α'-Martensit zwischen 20 bis 90 Volumen-% bildet, vorzugsweise zwischen 30 bis 90 Volumen-%, bevorzugt zwischen 20 und 80 Volumen-%, besonders bevorzugt zwischen 40 und 60 Volumen-% liegt.

Um die Ziele des erfinderischen Verfahrens zu erreichen, liegt die Anlasstemperatur unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits, vorzugsweise im Bereich von 200 bis 600 °C mit einer nachfolgenden Abkühlung in Wasser. Die Anlasszeiten sind entsprechend zweier Temperaturbereiche abgestuft. Im Temperaturbereich von 200 bis 400 °C liegen die Anlasszeiten unter 30 Minuten, vorzugsweise zwischen 10 und 15 Minuten und im Temperaturbereich zwischen 400 und 600 °C unter 20 Minuten, vorzugsweise zwischen ca. 3 und 10 Minuten.

In Abhängigkeit vom Martensitanteil der Stähle und dem Summengehalt an Kohlenstoff- und Stickstoff können die mechanischen Eigenschaften und das Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen in weiten Grenzen eingestellt werden. So lassen sich z. B. hochfeste und gleichzeitig zähe Stähle mit 0,2 %-Dehngrenzen von ca. 400 bis ca. 1200 MPa und Zugfestigkeiten von ca. 1200 bis ca. 2100 MPa und Bruchdehnungen im Bereich von ca. 33 bis ca. 8 % erzeugen. Die Maßzahl für das Energieabsorptionsvermögen, d. h. das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung, liegt dann zwischen 39600 und 16800 MPa%.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich hochfeste und gleichzeitig zähe Gusshalbzeuge oder Gussteile dadurch herstellen, indem ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit, a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, so dass es eine Ms-Temperatur von ca. 30 bis ca. 0 °C aufweist,

b) danach auf Temperaturen unter - 40°C abgekühlt, so dass ein Teil des Austenits in α'-Abkühlmartensit umwandelt und

c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten im Temperaturbereich unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,

dass das Halbzeug oder Gussbauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich hochfeste und gleichzeitig zähe Gussund Knetteile wie z. B. Messerstahl, dadurch herstellen, in dem ein hochlegiertes austeniti- sches Stahlgussteil oder warmumgeformtes Stahlteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,

a) danach im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,

b) danach auf Temperaturen unter Raumtemperatur abgekühlt und bei diesen Tieftemperaturen beginnend umgeformt wird, so dass ein Teil des Austenits in a'- Martensit umwandelt,

c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird,

dass das Halbzeug oder Bauteil ein feinstdisperse Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich hochfeste und gleichzeitig zähe Knetteile, z. B. Befestigungselemente, dadurch herstellen, indem ein hochlegiertes austenitisches Stahlgussteil oder warmumgeformtes Stahlteil mit einem Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 Masse-% und kleiner 0,5 Masse-% und mit einem Gefügeanteil von kleiner 10 Volumen-% Deltaferrit,

a) im Temperaturbereich von 1000 bis 1 150 °C lösungsgeglüht und auf Raumtemperatur abgeschreckt wird,

b) danach kalt umgeformt wird,

c) anschließend einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von weniger als 30 Minuten unterhalb der Rückumwandlungstemperatur des Martensits in Austenit so unterzogen und danach auf Raumtemperatur abgekühlt wird, dass das Halbzeug oder Bauteil ein Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften mit einem Anteil von 30 bis 90 Volumen-% α'-Martensit und ohne Ausscheidungen im Austenit aufweist.

Vorteilhaft erfolgt die Kaltumformung in mehreren Stichen und so, dass die Stahlteile während der Kaltumformung so gekühlt werden, dass sie während der Kaltumformung eine Temperatur von 20°C bis 60°C, bevorzugt 20 bis 40°C nicht überschreiten.

Zur Erfindung gehören hochfeste und gleichzeitig zähe Halbzeuge und Bauteile aus hochlegiertem Stahl oder Stahlguss, die dadurch gekennzeichnet sind, dass der Stahl einen Summengehalt von Kohlenstoff und Stickstoff von größer 0,1 und kleiner 0,5 Masse-%, ein Karbide und/oder Nitride bzw. Karbonitride enthaltendes martensitisch-austenitisches Gefüge mit einem Anteil von 20 bis 90 Volumen-% α'-Martensit, ein ausscheidungsfreies austenitisches Gefüge mit TRIP-Eigenschaften und mit einem Anteil an Deltaferrit kleiner 10 Volumen-%, eine 0,2 %-Dehngrenze im Bereich von 400 bis 1200 MPa, eine Zugfestigkeit im Bereich von 1200 bis 2100 MPa, eine Bruchdehnung im Bereich von 33 bis 8 % und ein Energieabsorptionsvermögen von 16800 bis 39600 MPa% hat.

Mit dem erfinderischen Verfahren gelingt eine Weiterentwicklung der konventionellen AHSS- Stähle (Advanced-High-Strength-Steels). Fig. 1 zeigt anhand eines Bruchdehnungs- Zugfestigkeits-Diagramms die Lage der erfindungsgemäßen ultrahochfesten austenitisch- martensitisch-karbidischen TRIP-Stähle (Ellipse mit der Bezeichnung AMC-TRIP) im Vergleich zu den konventionellen AHSS-Stählen anhand des Bruchdehnungs- Zugfestigkeitsschaubilds. Dabei ist herauszustellen, dass sich Guss- und Knetzustände von Stählen gleicher chemischer Zusammensetzung bezüglich der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften nicht wesentlich unterscheiden.

Gegenüber den Q & P-behandelten martensitischen Stählen weisen die erfinderischen AMC- Stähle ähnliche Festigkeitswerte aber höhere Bruchdehnungen auf. Darüber hinaus können die erfindungsgemäßen Stähle im Gegensatz zu den Q & P-behandelten martensitischen Stählen in Wasser abgeschreckt werden, was ihre Herstellung vereinfacht. Hinzu kommt, dass die erforderliche Tiefkühlung bzw. Kaltumformung nicht unmittelbar nach der Wasserabschreckung durchgeführt werden muss.

Besondere Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens ergeben sich aus dem Abschrecken mit nachfolgendem kurzzeitigen Anlassen. In jüngster Zeit ist eine solche Behandlung ausschließlich für martensitische Stähle erfolgreich praktiziert worden. Die Anwendung einer Q & P-Behandlung bzw. des Abschreckens mit kurzzeitigem Anlassen auf austenitische Stähle setzt eine teilweise bzw. vollständige Umwandlung des Austenits in α'-Martensit voraus. Zu diesem Zweck werden austenitische Stähle mit einer Ms-Temperatur zwischen 0 und 30 °C einer Tiefkühlung und/oder Kaltumformung unterzogen, um α'-Abkühlmartensit bzw. Um- formmartensit zwischen 30 und 90 % zu bilden. Die sich in einem Stahl bildenden α'- Martensitanteile lassen sich durch die Wahl der Tiefkühl- und Umformbedingungen in weiten Grenzen beeinflussen, so dass ein sehr großes Eigenschaftspotenzial einstellbar ist. Aufgrund dessen, dass in den erfindungsgemäß behandelten Stählen die spannungsinduzierte α'-Martensitbildung weitestgehend unterdrückt wird und der TRIP-Effekt auf einem erhöhten Festigkeitsniveau ausgelöst wird, lassen die ursprünglich austenitischen Stähle in ultrahochfeste Stähle mit gleichzeitig erhöhten Zähigkeitseigenschaften überführen. Die Dehngrenzen sind vor allem für Stahlguss bis zu 6 mal höher als von herkömmlichem Stahlguss. Bei den Zugfestigkeiten liegt der Faktor bei über 3. Dadurch ist eine Alternative für den Leichtbau gegeben. Bauteile aus so behandeltem Stahlguss verfügen darüber hinaus über ein extrem hohes Kaltumform- und Energieabsorptionsvermögen. Hinzu kommt, dass gefertigte Bauteile sich durch hohe Härten und Verschleißwiderstände auszeichnen. Darüber hinaus können Bauteile aus Vergütungs- und Werkzeugstählen gleicher Festigkeitsklasse ersetzt werden.

Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren kann zur Herstellung von höchstbeanspruchten Bauteilen, wie z. B. Struktur- und Crashelementen, Konstruktions-, Maschinenbau- , Messer- und Verschleißteilen sowie Panzerungen oder zur Herstellung von Halbzeugen als Halbzeuge, als Brammen, Profile, Stangen, Stabstahl, Coils, Bleche, oder Rohre eingesetzt werden.

Anhand nachfolgender Ausführungsbeispiele soll die Erfindung näher erläutert werden:

Ausführungsbeispiel 1

Es wurde ein austenitischer CrMnNi-C-N-Stahl in einem Vakuuminduktionsofen unter Stickstoffatmosphäre erschmolzen. Nach der erfolgreichen Einstellung der geforderten chemischen Zusammensetzung des Schmelzbades ist die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille abgegossen und auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die chemische Zusammensetzung des Stahls ist in Tabelle 1 angegeben. Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung des austenitischen Versuchsstahls in Gew. % chemische Fe +

C N Cr Ni Mn Si

Zusammensetzung others

CrMnNi-C-N 0,15 0,10 15,00 3,00 3,00 0,50 bal.

Der Gussblock weist bei Raumtemperatur ein vollständig austenitisches Gefüge auf. Das Material wurde zur Homogenisierung des Gusszustandes und zur vollständigen Karbidauflösung bei einer Temperatur von 1 150 °C für 30 min lösungsgeglüht und anschließend in Wasser abgeschreckt. Mit Hilfe von dilatometrischen Messungen konnte eine Martensit- Start-Temperatur von 13 °C bestimmt werden. Nachfolgend wurde der Gussblock einer Tieftemperaturbehandlung in flüssigen Stickstoff (-196 °C) unterzogen. Während der Tiefkühlung entsteht 60 % α'-Abkühlmartensit. Nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur besteht das Gefüge des Stahles aus 40 % Austenit und 60 % a'-Abkühlmartensit.

Dieser austenitisch-martensitische Werkstoffzustand wird schließlich einer 3-minütigen Anlassbehandlung bei 450 °C unterzogen und danach in Wasser abgeschreckt. Durch diese Wärmebehandlung kommt es zur Bildung feindisperser Carbid- und Nitrid-Ausscheidungen und zur Reduzierung der Gitterverzerrung des Martensits. Im Austenit bilden sich hingegen keine Ausscheidungen.

Von diesen Gefügezuständen wurden Proportionalstäbe nach DIN 50125 herausgearbeitet. Danach sind Zugversuche bei RT mit einer Dehnrate von 4x10 ^"4 s ^"1 durchgeführt worden, um die mechanischen Kennwerte zu ermitteln. Es sind eine Dehngrenze (RPO _, 2) von 1050 MPa, eine Zugfestigkeit (R _m ) von 1552 MPa sowie eine Gleichmaßdehnung (A _g ) von 19 % und einer Bruchdehnung (A _Br ) von 23 % bestimmt worden. Die Maßzahl für das Kaltumform- bzw. Energieabsorptionsvermögen R _m ^* A _Br liegt somit bei 35696 MPa%.

Aus dem erfindungsgemäß behandelten Stahlguss ist eine Platine mit den Abmessungen 100 mm ^* 60 mm ^* 8 mm gefertigt worden, die als Panzerung von Fahrzeugen, die ballistischen Beanspruchungen ausgesetzt sind, eingesetzt wird.

Ausführungsbeispiel 2 - Messerstahl

Es wurde ein austenitischer CrMnNi-C-N-Stahl in einem Vakuuminduktionsofen unter Stickstoffatmosphäre erschmolzen. Nach der erfolgreichen Einstellung der geforderten chemischen Zusammensetzung des Schmelzbades ist die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille abgegossen und auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Im Endergebnis wurden zwei Gussplatinen in den Abmessungen 220 ^* 45 ^* 35 mm erzeugt. Die chemische Zusammensetzung des Stahls ist in Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2: Chemische Zusammensetzung des austenitischen Versuchsstahls in Gew.% chemische Zusammensetzung

Fe +

Stahl C N Cr Ni Mn Si

andere

CrMnNi-C-N 0,102 0,229 17,00 0,10 6,08 0,50 Rest

Die Gussplatine weist bei Raumtemperatur ein vollständig austenitisches Gefüge auf. Zur Durchführung des Warmwalzens wurde die Platine zunächst auf eine Temperatur von 1 150°C aufgeheizt und anschließend in mehreren Stichen auf eine Stärke von 3,5 mm warm umgeformt. Nach der Abkühlung auf RT liegt ein rekristallisiertes, feinkörniges, austenitisches Gefüge mit Karbid-Nitridauscheidungen vor. Um diese Ausscheidungen aufzulösen, wurde die Platine einer Lösungsglühung bei 1 150°C und einer Haltezeit von 30 min unter Argonatmosphäre unterzogen und danach in Wasser abgeschreckt. Es liegt ein austenitisches Gefüge. Nachfolgend erfolgte die Kaltumformung der in Eiswasser unterkühlten 6 mm Platine ohne Zwischenglühungen auf eine Dicke von 2,4 mm und 2,0 mm. Um in den Blechen einen notwendigen Martensitanteil von mehr als 80 % zu erhalten, musste die Erwärmung des Materials über 30 °C während der Kaltumformung weitestgehend vermieden werden. Zu diesem Zweck wurden die Bleche nach jeder Stichabnahme von jeweils 0,2 mm erneut in Eiswasser gekühlt bevor eine weitere Kaltumformung erfolgte. Durch die Abkühlung unterhalb RT während des Kaltwalzvorganges bildet sich im 2,4 mm Blech 82 % Martensit und im 2,0 mm Blech 93 % Martensit. Mit steigendem Martensitanteil steigt die Härte. Die HRc- Härtewerte liegen für das bei 55-56 bzw. 56-57. Nachfolgend sind diese Gefügezustände einer Kurzzeit-Anlassbehandlung von 5 Minuten bei 200 °C unterzogen worden und danach an Luft abgekühlt. Diese Behandlung hatte zur Folge, dass ein weiterer Härteanstieg um einen Härtewerte erzielt wurde. Die HRc-Werte liegen bei 56 bis 57 bzw. 57 bis 58. Die Härtewerte liegen damit oberhalb der Härtewerte herkömmlicher nichtrostender Messerstähle. Gegenüber herkömmlichen nichtrostenden Messerstählen verfügt der erfindungsgemäß behandelte Stahl bei einem deutlich abgesenkten Kohlenstoffgehalt über Restaustenit. Beide Faktoren bewirken eine Anhebung der Zähigkeitseigenschaften.

Ausführungsbeispiel 3 - Befestigungselement Lagerbolzen

Ein austenitischer CrMnNi-C-N-Stahl wurde in einem Vakuuminduktionsofen unter Stickstoffatmosphäre erschmolzen. Nach der Einstellung der geforderten chemischen Zusammensetzung des Schmelzbades ist die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille unter Vakuum zu 45 mm Rundmaterial abgegossen und auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die chemische Zusammensetzung des Stahls ist in Tabelle 3 angegeben.

Das Material wurde anschließend durch Warmwalzen in einem Triogerüst auf einen Durchmesser von 12 mm gebracht und auf Raumtemperatur an Luft abgekühlt. Die Warmumfor- manfangstemperatur lag bei 1 150 °C. Dieses Stabmaterial wurde einer 30-minütigen Lö- sungsglühung bei 1050 °C unterzogen und in Wasser abgeschreckt. Das Gefüge des Stahles bei Raumtemperatur war austenitisch. Das Stabmaterial ist nachfolgend in mehreren Stichen ohne eine Zwischenglühung auf einen Durchmesser von 6 mm kalt gezogen worden. Um eine unerwünschte Erwärmung als Folge der Kaltumformung zu vermeiden, wurden einmal relativ geringe Kaltumformgrade realisiert. Zum anderen ist das Material nach jedem Stich auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Durch die Kaltumformung entsteht Umformmartensit, der zu einer starken Verfestigung führt. Im Gefüge sind 80 % Umformmartensit nachweisbar. Der HRc-Härtewert liegt bei 54. Das so gefertigte Material ist nachfolgend auf die gewünschte Bolzenlänge von 50 mm zugeschnitten worden und einem Kurzzeitanlassen (400 °C, 5 Minuten Haltezeit) unterzogen worden. Obgleich der Martensit dadurch entspannt wird, wird ein Härteanstieg verursacht. Die Härte steigt als Folge der Bildung von feinstdis- persen Ausscheidungen auf den geforderten Härtewert von 56 HRc für den Lagerbolzen. Aufgrund des vorhandenen Restaustenits bleibt eine hohe Restzähigkeit erhalten.

Literatur

[1 ] Clarke, A. J., Speer, J. G., Miller M. K. u. a.: Acta Mater. 56 (2008), S. 16

[2] Malakondaiah, G. Scinivas, M., Rao, P. R.: Prog. Mater. Sei. 42 (1997), S. 209

[3] Speer, J. G., Matlock, D. K., u. a.: Acta Mater. 51 (2003), S. 261 1

[4] Yuan, L, Ponge, D., Wittig, J. u. a.: Acta Mater. 60 (2010), S. 2790

[5] Nichtrostende Stähle, Verlag Stahleisen mbH, Düsseldorf, 1989, S. 24