[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2019037838A1 - VERWENDUNG EINES Q&P-STAHLS ZUR HERSTELLUNG EINER GEFORMTEN KOMPONENTE FÜR VERSCHLEIßANWENDUNGEN - Google Patents

VERWENDUNG EINES Q&P-STAHLS ZUR HERSTELLUNG EINER GEFORMTEN KOMPONENTE FÜR VERSCHLEIßANWENDUNGEN Download PDF

Info

Publication number
WO2019037838A1
WO2019037838A1 PCT/EP2017/071147 EP2017071147W WO2019037838A1 WO 2019037838 A1 WO2019037838 A1 WO 2019037838A1 EP 2017071147 W EP2017071147 W EP 2017071147W WO 2019037838 A1 WO2019037838 A1 WO 2019037838A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
component
wear
use according
content
Prior art date
Application number
PCT/EP2017/071147
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Nina KOLBE
Patrick Kuhn
Clemens Latuske
Richard Georg THIESSEN
Original Assignee
Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Thyssenkrupp 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 Thyssenkrupp Steel Europe Ag, Thyssenkrupp Ag filed Critical Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Priority to EP17758847.2A priority Critical patent/EP3673091B1/de
Priority to AU2017428523A priority patent/AU2017428523A1/en
Priority to CN201780094130.8A priority patent/CN110997961B/zh
Priority to CA3071868A priority patent/CA3071868C/en
Priority to RU2020111323A priority patent/RU2747056C1/ru
Priority to PCT/EP2017/071147 priority patent/WO2019037838A1/de
Priority to US16/640,147 priority patent/US11535905B2/en
Publication of WO2019037838A1 publication Critical patent/WO2019037838A1/de

Links

Classifications

    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to the use of a Q & P steel for the production of a molded component for wear applications.
  • the known from the prior art wear steels are designed to be extremely hard for their purpose and accordingly have a high strength in conjunction with a limited ductility.
  • the high hardness required for a wear steel aims at a sufficiently high resistance to abrasive wear.
  • the object of the present invention is to provide a Q & P steel with which complex geometry components for wear applications can be made.
  • the inventors have surprisingly found that the production of the Q & P steels in the microstructure can target a predominantly proportion of martensite with at least 70 area%, in particular at least 80 area%, preferably at least 85 area% at least half tempered martensite, and the remainder remaining from one or more shares of up to 30 area% ferrite, up to 30 area% retained austenite, up to 30 area% bainite, up to 5 area%
  • the alloying elements and microstructure of the Q & P steels hardening can be achieved, which can be on a level with comparable wear steels, but which in comparison to the wear steels higher forming capacity due to the softer compared to martensite shares in the microstructure have a molded component in particular with complex geometry with excellent wear properties can be produced.
  • the molded component can be made by bending, edging, deep drawing etc.
  • the Q & P steel has a hardness of at least 230 HB, in particular at least 300 HB, preferably at least 370 HB, preferably at least 400 HB, more preferably at least 425 HB, more preferably at least 450 HB.
  • HB corresponds to the Brinell hardness and is determined according to DIN EN ISO 6506-1.
  • a Q & P steel or a component produced from a Q & P steel has a comparable abrasion in comparison to a conventional wear steel or a component made of a conventional wear steel of the same hardness class, whereby due to the higher forming capacity a bending angle ⁇ of at least 60 °, in particular at least 75 °, preferably at least 85 °, preferably at least 90 °, particularly preferably at least 95 °, determined according to VDA238-100, and / or a bending ratio of r / t ⁇ 2.5, in particular r / t ⁇ 2, 0, preferably r / t ⁇ l, 5, preferably r / t ⁇ l, 0, where t corresponds to the material thickness of the steel and r to the (inner) bending radius of the steel.
  • the Q & P steel or the component produced from the Q & P steel in addition to Fe and unavoidable impurities in terms of production by weight consists of:
  • the Q & P steel is preferably a hot strip with a tensile strength (R m ) between 800 and 1500 MPa, a yield strength (R e ) of above 700 MPa, an elongation at break (A 50 ) between 7 and 25% according to DIN EN ISO 6892 and one very good formability, z. B. a hole widening> 20% according to DIN ISO 16630.
  • Manganese (Mn) is an important element for the hardenability of Q & P steel. At the same time, Mn reduces the tendency for undesirable formation of perlite during cooling. These properties make it possible to set a suitable starting structure of martensite and retained austenite after the first quenching step (quenching step) with cooling rates ⁇ 100 K / s. On the other hand, an excessively high Mn content has a negative effect on the elongation and the weldability, ie the CE value. Therefore, the Mn content is limited between 1.5 and 3.0 wt%. To set the desired strength properties is preferably 1.9 to 2.7 wt .-% used.
  • Silicon (Si) plays a crucial role in suppressing pearlite control and carbide formation control.
  • the formation of cementite binds carbon and thus is no longer available for further stabilization of the retained austenite.
  • too high an Si content deteriorates the elongation at break and the surface quality due to accelerated formation of Rotzunder.
  • a minimum of 0.7 wt .-% is required, preferably contents from 1.0 wt .-% are taken into account for the safe adjustment of the desired structure.
  • the upper limit is limited to a maximum of 1.8% by weight, preferably to a maximum of 1.6% by weight, in order to achieve the desired surface quality.
  • Aluminum (AI) is used for deoxidation and for setting any nitrogen present.
  • Al can also be used to suppress cementite as described above, but is not as effective as Si.
  • the Austenitmaschinestemperatur is significantly increased by an increased addition of AI, which is why the Zementit- suppression is preferably realized only by Si.
  • an Al content of 0 to 0.003 wt% is set when sufficient Si is used to suppress cementite.
  • the Si content is further restricted, for example for reasons of the desired surface quality, AI with a minimum content of 0.5% by weight is added to the cementite suppression.
  • Phosphorus (P) has an unfavorable effect on weldability and should therefore be limited to a maximum of 0.02% by weight.
  • S Sulfur
  • MnS or (Mn, Fe) S Sulfur
  • MnS or (Mn, Fe) S Sulfur
  • the S content is limited to a maximum of 0.003 wt .-%.
  • N Nitrogen
  • Chromium (Cr) is an effective inhibitor of perlite and can thus reduce the required minimum cooling rate, which is why it is optionally alloyed.
  • Cr Chromium
  • For effective adjustment of this effect is a minimum proportion of 0, 1 wt .-%, preferably 0, 15 wt .-%, provided.
  • the strength is greatly increased by the addition of Cr and there is also a risk of pronounced grain boundary oxidation.
  • high Cr contents have a negative effect on the deformation properties and fatigue strength under cyclic loading, which play a decisive role, in particular in the case of wear-resistant, complex-shaped and cyclically loaded components. Therefore, the Cr content is limited to a maximum of 0.4 wt .-%, preferably 0.35 wt .-%, particularly preferably 0.3 wt .-%.
  • Molybdenum (Mo) is also a very effective element for suppressing perlite formation. In accordance with defined analysis compositions is to safely avoid Perlite a minimum content of 0.05 wt .-%, preferably 0, 1 wt .-%, required. For cost reasons, a limitation to a maximum of 0.25 wt .-% makes sense.
  • the Q & P steel described here can also be alloyed with micro-alloying elements (MLE), such as V, Ti or Nb. These elements can contribute to higher strength by forming very finely divided carbides (or carbonitrides with the simultaneous presence of N). The mode of action of these three elements, however, varies in severity.
  • MLE content leads to a freezing of the grain and phase boundaries after the hot rolling process during the partitioning step, which favors the desired property combination of grain refining and formability.
  • the minimum MLE content for Ti is 0.02 wt%, for Nb 0.01 wt%, and for V, 0.1 wt%.
  • the upper limit of Ti is set to 0.07 wt%, Nb is 0.06 wt%, and V is 0.3 wt%.
  • the microstructure in the final product can be determined, for example, by means of scanning electron microscopy (SEM) and at least 5000 magnifications.
  • the quantitative determination of the retained austenite can be carried out, for example, by X-ray diffraction (XRD) according to ASTM E975.
  • XRD X-ray diffraction
  • Decisive for the mechanical properties of the final product is, in addition to the pure phase components, especially the distortion of the crystal lattice. This lattice distortion represents a measure of the initial resistance to plastic deformation, which determines the properties on the basis of the desired strength ranges.
  • a suitable method for the measurement and thus quantification of the lattice distortion is the electron backscatter diffraction (EBSD).
  • KAM Kernel Average Misalignment
  • the desired structure is characterized by a defined, local misorientation in the iron grid. This is quantified by the KAM.
  • the final product may have a CES average from a measurement range of at least 75pm x 75pm of> 1.20 °, preferably> 1.25 °.
  • the Q & P steel or the component produced from the Q & P steel may be pickled and / or coated on one or both sides with a corrosion protection coating and / or on one or both sides with an organic coating.
  • the Q & P steel or the component produced from the Q & P steel is preferably provided on one or both sides with a corrosion protection coating, in particular based on zinc.
  • a corrosion protection coating in particular based on zinc.
  • a one- or two-sided electrolytic zinc coating is provided. Carrying out an electrolytic coating has the advantage that the properties of the Q & P steel are not adversely affected, in particular by thermal influences, such as would occur, for example, when carrying out a hot-dip coating.
  • the Q & P steel or the component produced from the Q & P steel on one or both sides with an organic coating preferably with be provided a paint.
  • Q & P steels or components made from Q & P steel can be provided for wear applications with improved appearance.
  • the Q & P steel or the component produced from the Q & P steel has a material thickness between 1.5 to 15 mm, in particular a thickness between 2.5 to 10 mm, preferably between 3.5 to 8 mm.
  • a component is produced from the Q & P steel which is used in construction, agricultural, mining, transport machines or conveyor systems.
  • the component produced is a gripper, in particular for a scrap gripper or a part thereof, or a spoon, in particular for an excavator or a part thereof, in particular for earthworks, or a part of a conveying device, in particular for conveying abrasive suspensions or solids.
  • Figure 1 is a perspective view of an excavator spoon. Description of the Preferred Embodiments
  • an excavator bucket (1) is shown in a perspective view.
  • the bucket (1) is a welded construction, which is composed of, for example, three components (2, 3) of a complex shaped half-shell (2) and two materially connected to the half-shell (2) side components (3) for generating one to one side towards open cavity (4), which serves to receive a spoil, not shown.
  • the bucket (1) is a welded construction, which is composed of, for example, three components (2, 3) of a complex shaped half-shell (2) and two materially connected to the half-shell (2) side components (3) for generating one to one side towards open cavity (4), which serves to receive a spoil, not shown.
  • four mutually parallel stampings (2.1) are formed in particular for reinforcing the bucket (1).
  • the material thickness (t) of the half shell (2) compared to a half shell without stampings can be reduced with the same performance, so that the total weight of the bucket (1) and reduced at a maximum allowable load of the boom Excavators load quantity can be increased.
  • the component or the half-shell (2) consists of a Q & P steel with, in addition to Fe and production-related unavoidable impurities, in wt .-%:
  • Si 0.5-1.8%, preferably Si: 1.0-1.6%,
  • Mn 1.5-3.0%, preferably Mn: 1.9-2.7%,
  • Mo up to 0.25%, in particular Mo: 0.05-0.25%,
  • Nb up to 0.06%, in particular Nb: 0.01-0.06%,
  • Ti up to 0.07%, in particular Ti: 0.02-0.07%,
  • V up to 0.3%, in particular V: 0, 1 - 0.3%,
  • B to 0.002%, especially B: 0.0008 - 0.002%.
  • a steel alloy having the aforementioned composition is melted and cast into a slab or thin slab.
  • the quench temperature quenched hot strip can optionally be wound. Subsequently, the hot strip is maintained at a temperature of -80 ° C ⁇ quench temperature ⁇ + 80 ° C for a period between 6 and 2880 min.
  • the hot strip is heated to a partitioning temperature or maintained at a partitioning temperature which is at least the quench temperature +/- 80 ° C of the hot strip and at most 500 ° C, with a partitioning duration between 30 and 1800 min. In case of warming to the Partitioning temperature takes place, the heating rate is at most 1 K / s. Subsequently, the cooling of the hot strip to RT.
  • the corresponding produced hot strip of Q & P steel preferably has a tensile strength (R m ) between 800 and 1500 MPa, a yield strength (R e ) of above 700 MPa, an elongation at break (A 50 ) between 7 and 25% according to DIN EN ISO 6892 and a very good formability, z. B. a hole widening> 20% according to DIN ISO 16630.
  • the hot strip preferably has a microstructure with a martensite> 85 area%, preferably> 90 area%, of which> 50% tempered martensite.
  • the proportion of retained austenite is ⁇ 15 area%, the proportions of bainite, polygonal ferrite and cementite are each less than 5 area%, with one or more of the shares bainite, polygonal ferrite and cementite are not present.
  • the hot strip may be pickled and / or coated with a particular inorganic corrosion protection coating and / or an organic coating. From the produced hot strip semi-finished products are divided and provided for the production of components for wear applications.
  • the Q & P steels are suitable for the production of components in particular with complex geometry, for example for geometries with a bending angle ⁇ of at least 60 °, in particular at least 75 °, preferably at least 85 °, preferably at least 90 °, particularly preferably at least 95 °, for example the degree of deformation of the half-shell (2), and / or with a bending ratio of r / t ⁇ 2.5, in particular r / t ⁇ 2.0, preferably r / t ⁇ l, 5, where t is the material thickness of the steel and r (Internal) bending radius of the steel correspond, for example in the area of the stampings (2.1), s. Figure l.
  • the side components (3 can, if they need not be subjected to complex shaping, be provided from conventional wear steels.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft eine Verwendung eines Q&P-Stahls zur Herstellung einer geformten Komponente (2) für Verschleißanwendungen, wobei der Q&P-Stahl eine Härte von mindestens 230 HB, insbesondere mindestens 300 HB, vorzugsweise mindestens 370 HB und einen Biegewinkel α von mindestens 60°, insbesondere mindestens 75°, vorzugsweise mindestens 85°, ermittelt nach VDA238-100, und/oder ein Biegeverhältnis von r/t<2,5, insbesondere r/t<2,0, vorzugsweise r/t<1,5, wobei t der Materialdicke des Stahls und r dem (Innen-) Biegeradius des Stahls entsprechen, aufweist.

Description

Verwendung eines Q&P-Stahls zur Herstellung einer geformten
Komponente für Verschleißanwendungen
Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft die Verwendung eines Q&P-Stahls zur Herstellung einer geformten Komponente für Verschleißanwendungen.
Technischer Hintergrund
Die aus dem Stand der Technik bekannten Verschleißstähle sind für ihren Einsatzzweck extrem hart ausgebildet und weisen dementsprechend eine hohe Festigkeit in Verbindung mit einer eingeschränkten Duktilität auf. Die bei einem Verschleißstahl erforderliche hohe Härte zielt auf einen ausreichend hohen Widerstand gegen abrasiven Verschleiß ab.
Konventionelle Verschleißstähle mit einer hohen Härte sind in der Regel nur bedingt umformbar und weisen beispielsweise bei einer Härte von 400 HB ein minimales Biegeverhältnis von ca. r/t=2,5 auf, wobei r beim Biegen des Stahls dem Innenradius des gebogenen Teils und t der Materialdicke des Stahls/Teils entsprechen. Mit zunehmender Härte verschlechtert sich die Biegefähigkeit des Stahls und ein Biegeverhältnis r/t<2,5 ist nicht mehr oder nur aufwendig möglich, wodurch die Weiterverarbeitung des Stahls insbesondere zu komplex geformten Komponenten (Bauteilen) in hohem Maße beeinträchtigt respektive beschränkt ist. Nicht ausgeschlossen werden kann, dass beim Formen/Umformen des Verschleißstahls abhängig von der herzustellenden Geometrie respektive Komplexität bzw. bei einer weiteren Belastung im Einsatz des Stahls Mikrorisse/Risse bzw. Anrisse in der Oberfläche bzw. im oberflächennahen Bereich des Verschleißstahls entstehen, die aufgrund der geringen Duktilität sogar zu einem vollständigen Bauteilversagen führen können.
Komplex, geformte Bauteile für Verschleißanwendungen sind mit konventionellen Verschleißstählen aufgrund ihrer hohen Härte und eingeschränkter Duktilität nicht aus einem Teil herstellbar, so dass bei entsprechenden Anwendungen auf Schweißkonstruktionen zurückgegriffen werden muss, welche aus mehreren verschiedenen Komponenten respektive Bauteilen gebildet sind. Insbesondere im Bereich der Herstellung von Baggerlöffeln sind derartige Konstruktionen vergleichsweise schwer und dadurch muss die Beladungsmenge reduziert werden, da beispielsweise der Ausleger eines Baggers ein maximales Gewicht nicht überschreiten darf. Das Schweißen von konventionellen Verschleißstählen stellt zudem eine hohe Anforderung an die Ausführung der Schweißverbindung, wobei abhängig von den Legierungselementen und -gehalten einige konventionelle Verschleißstähle nur mit hohem Aufwand schweißbar sind. Im Bereich der Schweißverbindung bildet sich infolge der Erwärmung während des Schweißens eine mehrere Millimeter breite Zone (Wärmeeinflusszone, WEZ) mit verringerter Härte und geringerer Verschleißfestigkeit aus, welche lokal im Vergleich zum restlichen Bereich der Konstruktion durch Belastung versagensanfällig ist.
Q&P-Stähle, sogenannte „Quenching and Partitioning"-Stähle, und die Fertigung zur Einstellung ihrer mechanischen Eigenschaften sind aus dem Stand der Technik bekannt. Diese speziell für die Fahrzeugindustrie entwickelten Stähle vereinen hohe Festigkeiten mit gleichzeitig hohen Dehnungen und sind als Bauteile besonders für den Einsatz in crashrelevanten Bereichen besonders gut geeignet, da sie im Falle eines Aufpralls/Crashs bedingt durch ihre mechanischen Eigenschaften die Aufprallenergie optimal durch Verformung abbauen können. Beispielhaft sind die europäischen Offenlegungsschriften EP 2 837 707 AI, EP 2 559 782 AI und EP 2 930 253 AI genannt. Ein Hinweis, derartige Stähle auch für Verschleißanwendungen vorzusehen, ist nicht aus diesen Schriften zu entnehmen.
Zusammenfassung der Erfindung
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen Q&P-Stahl bereitzustellen, mit welchem Komponenten mit komplexer Geometrie für Verschleißanwendungen hergestellt werden können.
Gelöst wird diese Aufgabe mit den Merkmalen des Patentanspruchs l.
Die Erfinder haben überraschend festgestellt, dass durch die Fertigung der Q&P-Stähle in der Gefügestruktur gezielt überwiegend ein Anteil an Martensit mit mindestens 70 Flächen-%, insbesondere mit mindestens 80 Flächen-%, vorzugsweise mit mindestens 85 Flächen-% eingestellt werden kann, wobei mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist, und der verbleibende Rest aus einem oder mehrere Anteile an bis zu 30 Flächen-% Ferrit, an bis zu 30 Flächen-% Restaustenit, an bis zu 30 Flächen-% Bainit, an bis zu 5 Flächen-% Zementit bestehen kann, wobei je nach Legierungselementen und Gefügestruktur der Q&P-Stähle Härten erzielt werden können, die auf einem Niveau mit vergleichbaren Verschleißstählen liegen können, welche jedoch ein im Vergleich zu den Verschleißstählen höheres Umformvermögen durch die im Vergleich zum Martensit weicheren Anteile in der Gefügestruktur aufweisen, eine geformte Komponente insbesondere mit komplexer Geometrie mit hervorragenden Verschleißeigenschaften hergestellt werden kann. Die geformte Komponente kann durch Biegen, Kanten, Tiefziehen etc. hergestellt werden. Der Q&P-Stahl weist eine Härte von mindestens 230 HB, insbesondere mindestens 300 HB, vorzugsweise mindestens 370 HB, bevorzugt mindestens 400 HB, weiter bevorzugt mindestens 425 HB, besonders bevorzugt mindestens 450 HB auf. HB entspricht der Brinellhärte und wird gemäß DIN EN ISO 6506-1 ermittelt. Untersuchungen haben gezeigt, dass ein Q&P-Stahl respektive aus einem Q&P- Stahl hergestellte Komponente im Vergleich zu einem konventionellen Verschleißstahl respektive einem aus einem konventionellen Verschleißstahl hergestellte Komponente der gleichen Härteklasse einen vergleichbaren Abrieb aufweist, wobei durch das höhere Umformvermögen ein Biegewinkel α von mindestens 60°, insbesondere mindestens 75°, vorzugsweise mindestens 85°, bevorzugt mindestens 90°, besonders bevorzugt mindestens 95°, ermittelt nach VDA238-100, und/oder ein Biegeverhältnis von r/t<2,5, insbesondere r/t<2,0, vorzugsweise r/t< l,5, bevorzugt r/t< l,0, wobei t der Materialdicke des Stahls und r dem (Innen-) Biegeradius des Stahls entsprechen, möglich ist.
Die Fertigung der Q&P-Stähle und die Einstellung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der vorgenannten Gefügestruktur sind der Fachwelt bekannt. Gemäß einer ersten Ausgestaltung besteht der Q&P-Stahl respektive die aus dem Q&P-Stahl hergestellte Komponente neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus:
C: 0, 1 - 0,3 %,
Si: 0,5 - 1,8 %,
Mn: 1,5 - 3,0 %,
AI: bis 1,5 %,
N: bis 0,008 %,
P: bis 0,02 %,
S: bis 0,003 %,
optional aus einem oder mehrere Elemente der Gruppe„Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" mit
Cr: bis 0,4 %,
Mo: bis 0,25 %,
Ni: bis 1,0 %
Nb: bis 0,06 %,
Ti: bis 0,07 %,
V: bis 0,3 %,
B: bis 0,002 %. Der Q&P-Stahl ist vorzugsweise ein Warmband mit einer Zugfestigkeit (Rm) zwischen 800 und 1500 MPa, einer Dehngrenze (Re) von oberhalb 700 MPa, einer Bruchdehnung (A50) zwischen 7 und 25% nach DIN EN ISO 6892 und einer sehr guten Umformbarkeit, z. B. eine Loch- aufweitung >20% nach DIN ISO 16630.
Kohlenstoff (C) hat mehrere wichtige Funktionen im Q&P-Stahl. In erster Linie spielt der C- Gehalt eine entscheidende Rolle bei der Austenitbildung während der Herstellung, was insbesondere entscheidend für den Martensit im Endprodukt ist. Die Festigkeit des Martensits hängt ebenfalls stark vom C-Gehalt der Zusammensetzung des Stahls ab. Weiterhin trägt der C-Gehalt im Vergleich zu anderen Legierungselementen am Stärksten zu einem höheren CE- Wert (CE=Kohlenstoffäquivalent) bei, wodurch die Schweißbarkeit negativ beeinflusst wird. Mit dem verwendeten C-Gehalt kann das Festigkeitsniveau des Endproduktes gezielt beeinflusst werden. Daher wird der C-Gehalt insgesamt zwischen 0, 1 und 0,3 Gew.-% begrenzt.
Mangan (Mn) ist ein wichtiges Element für die Härtbarkeit des Q&P-Stahls. Gleichzeitig verringert Mn die Neigung zur unerwünschten Bildung von Perlit während der Abkühlung. Diese Eigenschaften ermöglichen die Einstellung eines geeigneten Ausgangsgefüges aus Martensit und Restaustenit nach dem ersten Abschrecken (Quench-Schritt) mit Abkühlraten < 100 K/s. Ein zu hoher Mn-Gehalt wirkt sich dagegen negativ auf die Dehnung und die Schweißbarkeit, also den CE-Wert, aus. Daher wird der Mn-Gehalt zwischen 1,5 und 3,0 Gew.-% eingeschränkt. Zur Einstellung der angestrebten Festigkeitseigenschaften wird bevorzugt 1,9 bis 2,7 Gew.-% verwendet.
Silizium (Si) hat einen entscheidenden Anteil an der Unterdrückung der Perlitsteuerung und Steuerung der Karbidbildung. Durch die Bildung von Zementit wird Kohlenstoff gebunden und steht somit nicht mehr für die weitere Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Auf der anderen Seite verschlechtert ein zu hoher Si-Gehalt die Bruchdehnung sowie die Oberflächenqualität durch beschleunigte Bildung von Rotzunder. Eine ähnliche Wirkung kann auch durch das Zulegieren von AI (>= 0,5 Gew.-%) erreicht werden, so dass in Kombination mit AI >= 0,5 Gew.-% ein Si-Gehalt zwischen 0,5 und 1, 1 Gew-% eingestellt wird. Für die Einstellung der oben beschriebenen Merkmale ist ein Minimum von 0,7 Gew.-% erforderlich, bevorzugt werden Gehalte ab 1,0 Gew.-% zur sicheren Einstellung des angestrebten Gefüges berücksichtigt. Die Obergrenze wird wegen der angestrebten Bruchdehnung auf maximal 1,8 Gew.- % begrenzt, bevorzugt auf maximal 1,6 Gew.-% zur Erreichung der gewünschten Oberflächenqualität. Aluminium (AI) wird zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff verwendet. Des Weiteren kann AI auch, wie bereits beschrieben, zur Unterdrückung von Zementit eingesetzt werden, ist jedoch nicht so effektiv wie Si. Gleichzeitig wird durch eine erhöhte AI-Zugabe die Austenitisierungstemperatur deutlich erhöht, weswegen die Zementit- Unterdrückung bevorzugt nur durch Si realisiert wird. Zur Begrenzung der Austenitisierungstemperatur wird ein AI-Gehalt von 0 bis 0,003 Gew.-% eingestellt, wenn ausreichend Si zur Unterdrückung von Zementit verwendet wird. Wird hingegen der Si-Gehalt, beispielsweise aus Gründen der angestrebten Oberflächenqualität, weiter eingeschränkt, wird AI mit einem Mindestgehalt von 0,5 Gew.-% zur Zementit-Unterdrückung zulegiert. Der maximale AI-Gehalt von 1,5 Gew.-%, bevorzugt 1,3 Gew.-%, ergibt sich aus der Vermeidung gießtechnischer Probleme.
Phosphor (P) wirkt sich ungünstig auf die Schweißbarkeit aus und soll daher auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt sein.
Schwefel (S) führt in ausreichend hoher Konzentration zur Bildung von MnS bzw. (Mn, Fe)S, welches sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Daher wird der S-Gehalt auf maximal 0,003 Gew.-% begrenzt.
Stickstoff (N) führt zur Bildung von Nitriden, die sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken. Daher wird der N-Gehalt auf maximal 0,008 Gew.-% begrenzt.
Chrom (Cr) ist ein effektiver Inhibitor des Perlits und kann so die erforderliche Mindest- abkühlgeschwindigkeit herabsetzen, weshalb es optional zulegiert wird. Zur wirksamen Einstellung dieses Effektes ist ein Minimumanteil von 0, 1 Gew.-%, bevorzugt 0, 15 Gew.-%, vorgesehen. Gleichzeitig wird die Festigkeit durch die Zugabe von Cr stark erhöht und es besteht zudem die Gefahr der ausgeprägten Korngrenzenoxidation. Des Weiteren wirken sich hohe Cr-Gehalte negativ auf die Verformungseigenschaften und auf die Dauerfestigkeit bei zyklischer Belastung aus, die insbesondere bei verschleißbeständigen, komplex geformten und zyklisch belasteteten Komponenten eine entscheidende Rolle spielen. Daher wird der Cr- Gehalt auf maximal 0,4 Gew.-%, bevorzugt 0,35 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,3 Gew.-% begrenzt.
Molybdän (Mo) ist ebenfalls ein sehr wirksames Element zur Unterdrückung der Perlitbildung. Bei entsprechend definierten Analysenzusammensetzungen ist zur sicheren Vermeidung von Perlit ein Mindestgehalt von 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0, 1 Gew.-%, erforderlich. Aus Kostengründen ist eine Begrenzung auf maximal 0,25 Gew.-% sinnvoll.
Nickel (Ni) ist ebenso wie Cr ein Inhibitor des Perlits, jedoch nicht so effektiv. Bei einer Zulegierung mit Ni ist der entsprechende Minimumgehalt somit deutlich höher als der von Cr und kann daher 0,25 Gew.-%, bevorzugt 0,3 Gew.-%, betragen. Gleichzeitig ist Ni ein sehr teures Legierungselemnt und durch die Zugabe von Ni wird die Festigkeit stark erhöht. Daher wird der Ni-Gehalt auf maximal 1,0 Gew.-%, bevorzugt 0,5 Gew.-%, begrenzt.
Dem hier beschriebenen Q&P-Stahl können auch Mikrolegierungselemente (MLE), wie V, Ti oder Nb zulegiert werden. Diese Elemente können durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide (bzw. Karbonitride bei gleichzeitigem Vorhandensein von N) zu einer höheren Festigkeit beitragen. Die Wirkungsweise dieser drei Elemente ist jedoch unterschiedlich stark ausgeprägt. Ein minimaler MLE-Gehalt führt zu einer Einfrierung der Korn- und Phasengrenzen nach dem Warmwalzprozess während des Partitioning-Schritts, was die gewünschte Eigenschaftskombination aus Festigkeit und Umformbarkeit durch Kornfeinung begünstigt. Der minimale MLE-Gehalt liegt für Ti bei 0,02 Gew.-%, für Nb bei 0,01 Gew.-% und für V bei 0, 1 Gew.-%. Eine zu hohe Konzentration der MLE führt zur Bildung von Karbiden und somit zur Abbindung von Kohlenstoff, der dann nicht mehr für die Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung steht. Entsprechend der Wirkungsweise der einzelnen Elemente wird daher die Obergrenze für Ti bei 0,07 Gew.-%, für Nb bei 0,06 Gew.-% und für V bei 0,3 Gew.-% festgelegt.
Bor (B) segregiert auf den Phasengrenzen und behindert deren Bewegung. Dies führt zu einem feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirken kann. Daher ist bei Einsatz dieses Legierungselementes ein Mindestgehalt von 0,0008 Gew.-% einzuhalten. Bei der Zulegierung von B muss allerdings ausreichend Ti für die Abbindung des N vorhanden sein. Zur vollständigen Abbindung von N wäre der Gehalt an Ti mit mindestens 3,42*N vorzusehen. Die Auswirkung von B ist bei einem Gehalt von rund 0,002 Gew.-% gesättigt, welcher somit der Obergrenze entspricht.
Das Gefüge im Endprodukt kann beispielsweise mittels Raster Elektronen Mikroskopie (REM) und einer mindestens 5000-fachen Vergrößerung bestimmt werden. Die quantitative Bestimmung des Restaustenits kann beispielsweise mittels Röntgen-Beugung (XRD) nach ASTM E975 erfolgen. Entscheidend für die mechanischen Eigenschaften des Endprodukts ist neben den reinen Phasenanteilen vor allem die Verzerrung des Kristallgitters. Diese Gitterverzerrung stellt ein Maß für den initialen Widerstand zur plastischen Verformung dar, welcher auf Grund der angestrebten Festigkeitsbereiche eigenschaftsbestimmend ist. Eine geeignete Methode für die Messung und somit Quantifizierung der Gitterverzerrung ist die Elektron Backscatter Diffraktion (EBSD). Mit EBSD werden viele sehr lokale Beugungsmessungen generiert und zusammengefügt, um kleine Unterschiede und Verläufe sowie lokale Missorientierungen im Gefüge festzustellen. Ein in der gängigen Praxis verwendetes EBSD Auswerteverfahren ist die sog. Kernel Average Missorientation (KAM; weitere Beschreibung im Handbuch „OIM Analyis v5.31 " von EDAX Inc., 91 McKee Drive, Mahwah, NJ 07430, USA), bei dem die Orientierung eines Messpunktes mit der Orientierung der Nachbarpunkte verglichen wird. Unterhalb eines Schwellwerts, der typischerweise bei 5° liegt, werden benachbarte Punkte dem gleichen (verzerrten) Korn zugeordnet. Oberhalb dieses Schwellwerts erfolgt die Zuordnung der benachbarten Punkte zu unterschiedlichen (Sub-)Körnern. Aufgrund des sehr fein ausgeprägten Gefüges wird eine maximale Schrittweite von lOOnm für das EBSD Auswerteverfahren gewählt. Zur Beurteilung der Q&P-Stähle wird die KAM jeweils in Bezug zwischen dem aktuellen Messpunkt und seinem drittnächsten Nachbarpunkt ausgewertet. Der Q&P- Stahl weist eine Gefügestruktur aus angelassenem und nicht angelassenem Martensit mit Anteilen an Restaustenit auf. Bainit ist bevorzugt nur in geringem Anteil im Gefüge enthalten. Das angestrebte Gefüge ist durch eine definierte, lokale Missorientierung im Eisengitter gekennzeichnet. Diese wird quantifiziert durch die KAM. Das Endprodukt kann ein KAM- Mittelwert aus einem Messbereich von mindestens 75pm x 75pm von >1,20°, vorzugsweise > 1,25°, aufweisen.
Gemäß einer Ausgestaltung kann der Q&P-Stahl respektive die aus dem Q&P-Stahl hergestellte Komponente gebeizt und/oder ein- oder beidseitig mit einem Korrosionsschutzüberzug und/oder ein- oder beidseitig mit einer organischen Beschichtung beschichtet sein. Vorzugsweise ist der Q&P-Stahl respektive die aus dem Q&P-Stahl hergestellte Komponente ein- oder beidseitig einen Korrosionsschutzüberzug, insbesondere auf Zinkbasis versehen. Besonders bevorzugt ist ein ein- oder beidseitig elektrolytischer Zinküberzug vorgesehen. Das Durchführen einer elektrolytischen Beschichtung hat den Vorteil, dass die Eigenschaften des Q&P-Stahls nicht negativ insbesondere durch thermische Einflüsse, wie sie beispielsweise bei der Durchführung einer Schmelztauchbeschichtung auftreten würden, verändert werden. Alternativ oder zusätzlich kann der Q&P-Stahl respektive die aus dem Q&P-Stahl hergestellte Komponente ein- oder beidseitig mit einer organischen Beschichtung, vorzugsweise mit einem Lack versehen sein. Dadurch können Q&P-Stähle respektive die aus dem Q&P-Stahl hergestellte Komponenten für Verschleißanwendungen mit verbesserter Lackanmutung bereitgestellt werden.
Gemäß einer weiteren Ausgestaltung weist der Q&P-Stahl respektive die aus dem Q&P-Stahl hergestellte Komponente eine Materialdicke zwischen 1,5 bis 15 mm, insbesondere eine Dicke zwischen 2,5 bis 10 mm, vorzugsweise zwischen 3,5 bis 8 mm auf.
Gemäß einer weiteren Ausgestaltung wird aus dem Q&P-Stahl eine Komponente hergestellt, welche in Bau-, Agrar-, Bergbau-, Transportmaschinen oder Förderanlagen eingesetzt wird. Vorzugsweise ist die hergestellte Komponente ein Greifer, insbesondere für einen Schrottgreifer oder ein Teil davon, oder ein Löffel, insbesondere für einen Bagger oder ein Teil davon, insbesondere für Erdbewegungen, oder ein Teil einer Fördervorrichtung, insbesondere zum Fördern von abrasiven Suspensionen oder festen Stoffen.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
Im Folgenden wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispiels darstellenden Zeichnung näher erläutert. Es zeigt:
Figur 1) eine perspektivische Darstellung eines Baggerlöffels. Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
In der einzigen Figur ist ein Baggerlöffel (1) in einer perspektivischen Darstellung gezeigt. Der Baggerlöffel (1) ist eine Schweißkonstruktion, welche aus beispielsweise drei Komponenten (2, 3) zusammengestellt ist, aus einer komplex geformten Halbschale (2) und zwei stoffschlüssig an die Halbschale (2) angebundene Seitenkomponenten (3) zum Erzeugen eines nach einer Seite hin offenen Hohlraums (4), welcher zur Aufnahme eines nicht dargestellten Abraumgutes dient. Entlang des Teilumfangs des Halbzeugs (2) sind vier parallel zueinander verlaufende Verprägungen (2.1) insbesondere zur Verstärkung des Baggerlöffels (1) eingeformt. Durch das Einformen der Verprägungen (2.1) kann die Materialdicke (t) der Halbschale (2) im Vergleich zu einer Halbschale ohne Verprägungen bei gleicher Performance reduziert werden, sodass das Gesamtgewicht des Baggerlöffels (1) reduziert und bei einer maximal zulässigen Last des Auslegers eines Baggers die Beladungsmenge erhöht werden kann. Die Komponente respektive die Halbschale (2) besteht aus einem Q&P-Stahl mit, neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen, in Gew.-%:
C: 0, 1 - 0,3 %,
Si: 0,5 - 1,8 %, bevorzugt Si: 1,0 - 1,6 %,
Mn: 1,5 - 3,0 %, bevorzugt Mn: 1,9 - 2,7 %,
AI: bis 1,5 %,
N: bis 0,008 %,
P: bis 0,02 %,
S: bis 0,003 %,
optional mit einem oder mehreren Elementen der Gruppe„Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" mit
Cr: bis 0,4 %, bevorzugt Cr: 0, 15 - 0,35 %,
Mo: bis 0,25 %, insbesondere Mo: 0,05 - 0,25 %,
Ni: bis 1,0 %, insbesondere Ni: 0,25 - 1,0 %,
Nb: bis 0,06 %, insbesondere Nb: 0,01 - 0,06 %,
Ti: bis 0,07 %, insbesondere Ti: 0,02 - 0,07 %,
V: bis 0,3 %, insbesondere V: 0, 1 - 0,3 %,
B: bis 0,002 %, insbesondere B: 0,0008 - 0,002 %.
Zur Herstellung eines Q&P-Stahls wird eine Stahllegierung mit der vorgenannten Zusammensetzung erschmolzen und zu einer Bramme oder Dünnbramme vergossen. Die Bramme oder Dünnbramme wird mit einer Temperatur zwischen 1000 und 1300°C durcherwärmt, und zu einem Warmband mit einer Materialdicke zwischen 1,5 und 15 mm warmgewalzt, wobei das Warmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur von > Ac3-100°C (Ac3 abhängig von der Stahlzusammensetzung) beendet wird, gefolgt von einem Abschrecken (Quench-Schritt) des Warmbandes von der Warmwalzendtemperatur mit einer Abkühlrate zwischen 30 und 100 K/s auf eine Quench-Temperatur, mit RT < Quench-Temperatur < Ms + 100°C, wobei RT der Raumtemperatur entspricht und Ms abhängig von der Stahlzusammensetzung ist und wie folgt ermittelt werden kann: Ms [°C] = 462 -273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo. Das auf Quench-Temperatur abgeschreckte Warmband kann optional gewickelt werden. Anschließend wird das Warmband bei einer Temperatur -80°C < Quench-Temperatur < +80°C für eine Dauer zwischen 6 und 2880 min gehalten. Das Warmband wird auf eine Partitioning- Temperatur erwärmt oder bei einer Partioning-Temperatur gehalten, die mindestens der Quench-Temperatur +/- 80°C des Warmbandes und höchstens 500°C beträgt, bei einer Partitioning-Dauer zwischen 30 und 1800 min. Im Falle dass eine Erwärmung auf die Partitioning-Temperatur stattfindet, beträgt die Aufheizrate höchstens 1 K/s. Anschließend erfolgt die Abkühlung des Warmbandes auf RT.
Das entsprechend hergestellte Warmband aus Q&P-Stahl hat vorzugsweise eine Zugfestigkeit (Rm) zwischen 800 und 1500 MPa, eine Dehngrenze (Re) von oberhalb 700 MPa, eine Bruchdehnung (A50) zwischen 7 und 25% nach DIN EN ISO 6892 und eine sehr gute Umformbarkeit, z. B. eine Lochaufweitung >20% nach DIN ISO 16630. Das Warmband weist vorzugsweise ein Gefüge mit einem Martensitanteil > 85 Flächen-%, bevorzugt > 90 Flächen- % auf, wovon > 50 % angelassener Martensit ist. Der Anteil an Restaustenit liegt bei < 15 Flächen-%, die Anteile an Bainit, polygonalem Ferrit und Zementit betragen jeweils weniger als 5 Flächen-%, wobei eines oder mehrere der Anteile Bainit, polygonales Ferrit und Zementit nicht vorhanden sind. Des Weiteren kann das Warmband gebeizt und/oder mit einem insbesondere anorganischen Korrosionsschutzüberzug und/oder einer organischen Beschich- tung beschichtet sein. Aus dem hergestellten Warmband werden Halbzeuge abgeteilt und zur Herstellung von Komponenten für Verschleißanwendungen bereitgestellt. Die Q&P-Stähle eignen sich für die Herstellung von Komponenten insbesondere mit komplexer Geometrie, beispielsweise für Geometrien mit ein Biegewinkel α von mindestens 60°, insbesondere mindestens 75°, vorzugsweise mindestens 85°, bevorzugt mindestens 90°, besonders bevorzugt mindestens 95°, beispielsweise der Umformgrad der Halbschale (2), und/oder mit einem Biegeverhältnis von r/t<2,5, insbesondere r/t<2,0, vorzugsweise r/t< l,5, wobei t der Materialdicke des Stahls und r dem (Innen-) Biegeradius des Stahls entsprechen, beispielsweise im Bereich der Verprägungen (2.1), s. Figur l. Die Seitenkomponenten (3 können, wenn sie keiner komplexen Formgebung unterzogen werden müssen, aus konventionellen Verschleißstählen bereitgestellt werden.
Die Erfindung ist nicht auf das in der Zeichnung dargestellte Ausführungsbeispiel sowie auf die Ausführungen in der allgemeinen Beschreibung beschränkt. Vielmehr können auch andere Komponenten für beliebige Verschleißanwendungen, die insbesondere eine komplexe Geometrie aufweisen, aus einem Q&P-Stahl hergestellt werden, welche insbesondere kalt geformt, werden, insbesondere Komponenten oder Teile für Bau-, Agrar-, Bergbau-, Transportmaschinen oder Förderanlagen.

Claims

Ansprüche
1. Verwendung eines Q&P-Stahls zur Herstellung einer geformten Komponente (2) für Verschleißanwendungen, wobei der Q&P-Stahl eine Härte von mindestens 230 HB, insbesondere mindestens 300 HB, vorzugsweise mindestens 370 HB und einen Biegewinkel α von mindestens 60°, insbesondere mindestens 75°, vorzugsweise mindestens 85°, ermittelt nach VDA238-100, und/oder ein Biegeverhältnis von r/t<2,5, insbesondere r/t<2,0, vorzugsweise r/t< l,5, wobei t der Materialdicke des Stahls und r dem (Innen-) Biegeradius des Stahls entsprechen, aufweist.
2. Verwendung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Komponente (2) neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus:
C: 0, 1 - 0,3 %,
Si: 0,7 - 1,8 %,
Mn: 1,5 - 3,0 %,
AI: bis 1,5 %,
N: bis 0,008 %,
P: bis 0,02 %,
S: bis 0,003 %,
optional aus einem oder mehrere Elemente der Gruppe„Cr, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B" mit
Cr: bis 0,4 %,
Mo: bis 0,25 %,
Ni: bis 1,0 %
Nb: bis 0,06 %,
Ti: bis 0,07 %,
V: bis 0,3 %,
B: bis 0,002 % besteht.
3. Verwendung nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Komponente (2) gebeizt und/oder ein- oder beidseitig mit einem Korrosionsschutzüberzug und/oder ein- oder beidseitig mit einer organischen Beschichtung beschichtet ist.
4. Verwendung nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Komponente (2) eine Materialdicke (t) zwischen 1,5 bis 15 mm, insbesondere eine Dicke zwischen 2,5 bis 10 mm, vorzugsweise zwischen 3,5 bis 8 mm aufweist.
5. Verwendung nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die hergestellte Komponente (2) in Bau-, Agrar-, Bergbau-, Transportmaschinen oder Förderanlagen eingesetzt wird.
6. Verwendung nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die hergestellte Komponente (2)
- ein Greifer, insbesondere für einen Schrottgreifer oder ein Teil davon,
- ein Löffel (1), insbesondere für einen Bagger oder ein Teil davon, insbesondere für Erdbewegungen, oder
- ein Teil einer Fördervorrichtung, insbesondere zum Fördern von abrasiven Suspensionen oder festen Stoffen, ist.
PCT/EP2017/071147 2017-08-22 2017-08-22 VERWENDUNG EINES Q&P-STAHLS ZUR HERSTELLUNG EINER GEFORMTEN KOMPONENTE FÜR VERSCHLEIßANWENDUNGEN WO2019037838A1 (de)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP17758847.2A EP3673091B1 (de) 2017-08-22 2017-08-22 Verwendung eines q und p-stahls zur herstellung einer geformten komponente für verschleissanwendungen
AU2017428523A AU2017428523A1 (en) 2017-08-22 2017-08-22 Use of a Q&AMP;P steel for producing a shaped component for high-wear applications
CN201780094130.8A CN110997961B (zh) 2017-08-22 2017-08-22 Q＆p钢用于生产磨损应用的成型组件的用途
CA3071868A CA3071868C (en) 2017-08-22 2017-08-22 Use of a q&p steel for producing a shaped component for high-wear applications
RU2020111323A RU2747056C1 (ru) 2017-08-22 2017-08-22 Применение подвергнутой закалке и перераспределению стали для изготовления формованного, работающего на износ компонента
PCT/EP2017/071147 WO2019037838A1 (de) 2017-08-22 2017-08-22 VERWENDUNG EINES Q&P-STAHLS ZUR HERSTELLUNG EINER GEFORMTEN KOMPONENTE FÜR VERSCHLEIßANWENDUNGEN
US16/640,147 US11535905B2 (en) 2017-08-22 2017-08-22 Use of a Q and P steel for producing a shaped component for high-wear applications

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/EP2017/071147 WO2019037838A1 (de) 2017-08-22 2017-08-22 VERWENDUNG EINES Q&P-STAHLS ZUR HERSTELLUNG EINER GEFORMTEN KOMPONENTE FÜR VERSCHLEIßANWENDUNGEN

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019037838A1 true WO2019037838A1 (de) 2019-02-28

Family

ID=59745276

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2017/071147 WO2019037838A1 (de) 2017-08-22 2017-08-22 VERWENDUNG EINES Q&P-STAHLS ZUR HERSTELLUNG EINER GEFORMTEN KOMPONENTE FÜR VERSCHLEIßANWENDUNGEN

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11535905B2 (de)
EP (1) EP3673091B1 (de)
CN (1) CN110997961B (de)
AU (1) AU2017428523A1 (de)
CA (1) CA3071868C (de)
RU (1) RU2747056C1 (de)
WO (1) WO2019037838A1 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111411299A (zh) * 2020-04-17 2020-07-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 1000MPa级冷轧高延伸Q&P钢板及其制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115652176B (zh) * 2022-10-18 2023-12-12 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低屈强比高强度热轧耐磨q＆p钢制造方法
CN116377312A (zh) * 2022-11-25 2023-07-04 天津威尔朗科技有限公司 一种低成本、高强韧性耐磨钢板及其生产工艺

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012120020A1 (en) * 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
EP2559782A1 (de) 2010-04-16 2013-02-20 JFE Steel Corporation Hochfestes feuerverzinktes stahlblech von hervorragender formbarkeit und stossfestigkeit sowie verfahren zu seiner herstellung
EP2837707A1 (de) 2012-04-10 2015-02-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Als stossabsorptionselement geeignetes stahlblech und verfahren zur herstellung davon
EP2930253A1 (de) 2012-12-06 2015-10-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Stahlmaterial und stossabsorbierendes glied

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE152143C (de)
GB1131951A (en) 1965-06-08 1968-10-30 Hitachi Ltd Method of and apparatus for continuous hot dip metal coating
US3619247A (en) 1968-08-29 1971-11-09 Bethlehem Steel Corp Method of producing thin, bright unspangled galvanized coatings on ferrous metal strips
US5518772A (en) 1993-04-28 1996-05-21 Kawasaki Steel Corporation Method for adjusting coating weight by gas wiping
JP4654490B2 (ja) 2000-07-04 2011-03-23 マツダ株式会社 板状部材でなる成形体の製造方法
EP1763591A1 (de) 2004-06-29 2007-03-21 Corus Staal BV Stahlblech mit durch feuerverzinkung aufgbrachter zinklegierungsbeschichtung und herstellungsverfahren dafür
BRPI0622071A2 (pt) * 2006-10-30 2014-05-27 Arcelormittal France Tiras de aço revestidas, métodos de produção da mesma, métodos de uso das mesmas, discos de estampagem preparados a partir das mesmas, e produtos que contenham tal produto estampado
WO2010130883A1 (fr) 2009-05-14 2010-11-18 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'une bande metallique revetue presentant un aspect ameliore
DE102010050499B3 (de) 2010-11-08 2012-01-19 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verwendung eines verschleißfesten Stahlbauteils
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
CN102560272B (zh) 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
DE102011056847B4 (de) 2011-12-22 2014-04-10 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Stahlblech zur Verwendung als Verpackungsstahl sowie Verfahren zur Herstellung eines Verpackungsstahls
DE102012017703A1 (de) 2012-09-07 2014-03-13 Daetwyler Graphics Ag Flachprodukt aus Metallwerkstoff, insbesondere einem Stahlwerkstoff, Verwendung eines solchen Flachprodukts sowie Walze und Verfahren zur Herstellung solcher Flachprodukte
CN102925799B (zh) 2012-11-01 2015-08-19 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种超高强钢板的生产方法
WO2014135753A1 (fr) 2013-03-06 2014-09-12 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Procédé de réalisation d'une tôle à revêtement znal avec un essorage optimisé, tôle, pièce et véhicule correspondants
CN103215516B (zh) 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
CN105568141A (zh) 2016-03-09 2016-05-11 桂林电子科技大学 一种高强韧性挖掘机斗齿及其生产方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2559782A1 (de) 2010-04-16 2013-02-20 JFE Steel Corporation Hochfestes feuerverzinktes stahlblech von hervorragender formbarkeit und stossfestigkeit sowie verfahren zu seiner herstellung
WO2012120020A1 (en) * 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
EP2837707A1 (de) 2012-04-10 2015-02-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Als stossabsorptionselement geeignetes stahlblech und verfahren zur herstellung davon
EP2930253A1 (de) 2012-12-06 2015-10-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Stahlmaterial und stossabsorbierendes glied

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
EDAX INC.: "OIM Analyis v5.31", .
LIU S G ET AL: "Application of quenching-partitioning-tempering process and modification to a newly designed ultrahigh carb", MATERIALS AND DESIGN, LONDON, GB, vol. 56, 12 November 2013 (2013-11-12), pages 37 - 43, XP028827616, ISSN: 0261-3069, DOI: 10.1016/J.MATDES.2013.10.094 *
WANG CUNYU ET AL: "Comparison of three-body impact abrasive wear behaviors for quenching-partitioning-tempering and quenching-tempering 20Si2Ni3 steels", WEAR, ELSEVIER SEQUOIA, LAUSANNE, CH, vol. 362, 3 June 2016 (2016-06-03), pages 121 - 128, XP029707494, ISSN: 0043-1648, DOI: 10.1016/J.WEAR.2016.05.026 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111411299A (zh) * 2020-04-17 2020-07-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 1000MPa级冷轧高延伸Q&P钢板及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA3071868A1 (en) 2019-02-28
CN110997961B (zh) 2022-02-25
RU2747056C1 (ru) 2021-04-23
EP3673091A1 (de) 2020-07-01
US11535905B2 (en) 2022-12-27
EP3673091B1 (de) 2021-10-13
CA3071868C (en) 2022-02-15
AU2017428523A1 (en) 2020-02-27
CN110997961A (zh) 2020-04-10
US20200291495A1 (en) 2020-09-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2895635B1 (de) Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl
EP3535431B1 (de) Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung
EP2809819A2 (de) Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
WO2018108653A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3292228A1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3797176A1 (de) Aus einem stahl geformtes blechformteil mit einer hohen zugfestigkeit und verfahren zu dessen herstellung
WO2016078643A1 (de) Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
WO2016078644A1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3673091B1 (de) Verwendung eines q und p-stahls zur herstellung einer geformten komponente für verschleissanwendungen
EP3625046A1 (de) DREILAGIGER VERSCHLEIßSTAHL ODER SICHERHEITSSTAHL, VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINER KOMPONENTE UND VERWENDUNG
WO2018083029A1 (de) Nahtlos hergestelltes und halbwarmumgeformtes rohr aus einem mittelmanganhaltigen stahl und verfahren zu seiner herstellung
WO2019068560A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl
DE102019122515A1 (de) Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen Stahl sowie ein Stahlband oder Stahlblech hieraus
DE102016117508A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt
WO2018050637A1 (de) Verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltbandes und/oder eines flexibel gewalzten stahlflachprodukts aus einem hochfesten manganhaltigen stahl und stahlflachprodukt hiernach
EP3469108B1 (de) Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl
EP3853385A1 (de) Verfahren zur herstellung ultrahochfester stahlbleche und stahlblech hierfür
DE102019103502A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen Stahlrohres, nahtloses Stahlrohr und Rohrprodukt
DE102008010749A1 (de) Stahllegierung für einen niedrig legierten Stahl zur Herstellung hochfester nahtloser Stahlrohre
EP4211279A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
WO2021063746A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlproduktes sowie ein entsprechendes stahlprodukt
WO2020187419A1 (de) Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachproduktes mit unterschiedlichen eigenschaften, ein entsprechend warmgewalztes stahlflachprodukt sowie eine entsprechende verwendung
EP3964591A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
WO2017157793A1 (de) Federnde bauteile aus einer stahllegierung und herstellungsverfahren
DE1483305B1 (de) Verwendung von nichtrostenden,ferritischen,aluminiumhaltigen Chromstaehlen fuer kaltumzuformende Gegenstaende

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17758847

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3071868

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017428523

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20170822

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017758847

Country of ref document: EP

Effective date: 20200323