EP4716762A1 - Stahlwerkstoff und verfahren zum herstellen eines stahlwerkstoffs - Google Patents

Abstract

Die Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoff bestehend zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase, wobei die austenitische Phase durch Kohlenstoff stabilisiert ist, und wobei Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist. Weiterhin betrifft die Erfindung Verfahren zum Herstellen eines solchen Stahlwerkstoffs.

Description

Stahlwerkstoff und Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs

Die Erfindung bezieht sich auf einen Stahlwerkstoff und auf Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs. Genauer gesagt bezieht sich die Erfindung auf einen Stahlwerkstoff mit austenitischer Phase.

Austenitische Stähle sind nach dem Stand der Technik bekannt. Dabei handelt es sich um Stähle mit vorwiegend kubisch flächenzentrierter (kfz) Kristallstruktur des Eisengitters. Austenitische Stähle unterscheiden sich in ihren Eigenschaften wesentlich von ferritischen Stählen mit kubisch raumzentrierter (krz) Kristallstruktur. Austenitische Stähle sind weit verbreitet in ihrer Anwendung vor allem im Bereich korrosionsbeständiger Werkstoffe. Sie sind wesentlich besser formbar als ferritische korrosionsbeständige Stähle und weniger anfällig auf interkristalline Korrosion.

Konventionell werden die austenitischen Gefügeanteile durch Legierungselemente herbeigeführt, welche Substitutionen im Kristallgitter gelöst sind. In Anwendung sind hier vor allem Nickel (Ni) sowie in geringerem Maße Mangan (Mn) und andere Elemente wie Cobalt (Co). Stickstoff wird ebenfalls eingesetzt, die Legierung erfordert aber teure Prozesstechnik wie Druckbegasung. Alle diese genannten Elemente verursachen daher wesentliche Kosten. Aus diesem Grund sind austenitische Stähle pro Kilogramm wesentlich teurer (etwa zwei- bis viermal oder mehr) als schweißbare unlegierte Baustähle. Die nach Produktionsvolumen am weitest verbreiteten austenitischen Stähle sind metastabile austenitische Chrom/Nickel-Stähle. In diesen Stählen kommt es bei üblichen Nickelgehalten zu einer deformationsinduzierten Umwandlung zu Martensit mit kubisch raumzentrierter (krz) Kristallstruktur. Dieser Effekt wird nach dem Stand der Technik zur Erzeugung höherer Festigkeiten durch Kaltumformung häufig ausgenutzt.

Ein weiterer wesentlicher Unterschied in den Eigenschaften zwischen austenitischen und ferritischen (inklusive martensitischen) Stählen ist der Einfluss von Wasserstoff auf das mechanische Verhalten des Werkstoffs. Femtische Werkstoffe höherer Festigkeit (typischerweise > 1000 MPa Zugfestigkeit) verspröden signifikant, wenn es zum Eindringen von Wasserstoff in den Werkstoff kommt. Dies kann beispielsweise durch kathodische elektrochemische Reaktionen (z.B. bei Korrosion) oder Wasserstoff unter hohem Druck erfolgen. Austenitische Stähle weisen eine wesentlich geringere Anfälligkeit auf Veränderung der Eigenschaften durch Wasserstoff auf. Dies wird auch technisch genutzt. Diese Anfälligkeit kann jedoch durch Martensitbildung (Verformung) wieder ausgelöst werden.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, die Nachteile aus dem Stand der Technik zu beseitigen. Insbesondere soll ein günstiger, mit Wasserstoff verträglicher Stahlwerkstoff bereitgestellt werden. Weiterhin sollen Verfahren zum Herstellen eines solchen Stahlwerkstoffs angegeben werden.

Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch einen Stahlwerkstoff gemäß dem Gegenstand des Anspruchs 1 und durch Verfahren jeweils gemäß dem Gegenstand der Ansprüche 6, 8 und 12 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind dazu jeweils in den abhängigen Ansprüchen angegeben. Nach Maßgabe der Erfindung wird ein Stahlwerkstoff bestehend zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase beansprucht. Die austenitische Phase ist durch Kohlenstoff stabilisiert, insbesondere durch Kohlenstoff kinetisch stabilisiert. Kohlenstoff ist mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst.

Insbesondere kann das Merkmal, dass die austenitische Phase durch den Kohlenstoff stabilisiert ist, mit anderen Worten auch so ausgedrückt werden, dass der Stahlwerkstoff ohne das Vorhandensein des Kohlenstoffs bei ansonsten gleichbleibender Zusammensetzung keine austenitische Phase aufweisen würde.

Unter einer kinetischen Stabilisierung kann verstanden werden, dass das Erreichen eines thermodynamischen Gleichgewichtszustands verhindert wird. Mit anderen Worten ausgedrückt wird absichtlich kein Gleichgewicht bzw. keine Gleichgewichtsphase erreicht.

Das Merkmal, dass Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist, ist selbstverständlich so zu verstehen, dass Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist, und dass die austenitische Phase Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% enthält.

Vorzugsweise ist Kohlenstoff mit einem Gehalt im Bereich von 0,6 bis 2,5 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst.

Beispielsweise weist die austenitische Phase die folgende Zusammensetzung auf, wobei die restlichen Gewichtsprozent durch Eisen (Fe) resultieren: Kohlenstoff, C: 1 ,90 Gew.-%, Silizium, Si: 1 ,48 Gew.-%, Phosphor, P: 0,08 Gew.-%, Schwefel, S: 0,82 Gew.-%,

Chrom, Cr: 6,85 Gew.-%,

Mangan, Mn: 2,35 Gew.-%,

Wolfram, W: 3,53 Gew.-%, Eisen, Fe: restliche Gewichtsprozent.

Das Kristallgitter der austenitischen Phase ist kubisch flächenzentriert.

Vorzugsweise wird unter dem Merkmal, dass Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist, verstanden, dass Kohlenstoffatome in durch das Kristallgitter vorhandenen Lücken und/oder in Versetzungen und/oder an Korngrenzen aufgenommen sind und dadurch die kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur stabilisiert wird. Die Bildung von diskreten kohlenstoffhaltigen Phasen (Karbiden) ist nicht ausgeschlossen, trägt jedoch nicht zur Stabilität der kubisch flächenzentrierten Phase bei. Vorzugsweise bildet der Kohlenstoff im Stahlwerkstoff keine Karbide und/oder im Wesentlichen keine Karbide.

Der Gehalt an Kohlenstoff kann über verschiedene Messmethoden gemessen werden. Der lokale Kohlenstoffgehalt kann beispielsweise mittels Atomsonde, Elektronenmikrosonde oder Torsionspendel bestimmt werden. Der globale Kohlenstoffgehalt kann mittels Verbrennungsanalyse und mittels OES (Optische Emissionsspektrometrie; Funkenspektrometrie) bestimmt werden.

Eine Bestimmung der Phasenanteile kann beispielsweise global mittels röntgenografischer Analyse und/oder ortsaufgelöst mittels EBSD (Elektronenrückstreuungsbeugung) vorgenommen werden. Dadurch kann beispielsweise zwischen austenitischer Phase, martensitischer (kubisch raumzentrierter) Phase und/oder Karbiden unterschieden werden. Weiterhin kann dadurch zwischen verschiedenen Varianten von Karbiden unterschieden werden. Sofern sich aus dem konkreten Zusammenhang nichts Abweichendes ergibt, beziehen sich die Angaben in dieser Patentanmeldung auf Normalbedingungen. Unter Normalbedingungen werden Temperaturen in einem Bereich von -20°C bis 40°C und Luftdrücke in einem Bereich von 500 mbar bis 1100 mbar verstanden.

Der Stahlwerkstoff kann beispielsweise Anwendungen für den Druckbehälterbau realisieren. Der Stahlwerkstoff kann beispielsweise ein Druckbehälter und/oder ein Druckwasserstoffbehälter sein. Insbesondere kann der Stahlwerkstoff Wandungen von Druckbehältern und/oder Wandungen von Druckwasserstoffbehältern und/oder Druckleitungen ausbilden und/oder umfassen. Der Stahlwerkstoff wird zu deren Herstellung vorzugsweise warmumgeformt. Allgemein ausgedrückt kann der Stahlwerkstoff ein Behälter sein. Der Stahlwerkstoff kann Rohre und/oder Platten ausbilden und/oder umfassen.

Der Stahlwerkstoff kann ein Halbzeug sein. Der Stahlwerkstoff kann insbesondere ein Halbzeug sein, aus dem Behälter, Rohre, Platten, Druckbehälter, Druckwasserstoffbehälter, Wandungen von Druckbehältern, Wandungen von Druckwasserstoffbehältern und/oder Druckleitungen hergestellt werden, insbesondere durch Warmformen hergestellt werden.

Beim erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff ist ein außergewöhnlich hoher Gehalt an Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst. Die austenitische Phase ist somit durch den Kohlenstoff stabilisiert. Daher kann weitgehend oder vollständig auf teure Legierungselemente, wie beispielsweise Nickel, verzichtet werden. Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff ist somit vorteilhafterweise besonders kostengünstig herstellbar. Vorteilhafterweise sind die Kosten dabei signifikant geringer, insbesondere um einen Faktor von etwa zwei bis vier geringer. Aufgrund des hohen Anteils der austenitischen Phase ist der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff vorteilhafterweise besonders gut mit Wasserstoff verträglich.

Weitere vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.

Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung besteht der Stahlwerkstoff zu 70 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase. Vorzugsweise besteht der Stahlwerkstoff zu 80 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase. Weiter bevorzugt besteht der Stahlwerkstoff zu 90 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase. Besonders bevorzugt besteht der Stahlwerkstoff zu 95 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase.

Aufgrund des hohen Anteils der austenitischen Phase ist der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff vorteilhafterweise besonders gut mit Wasserstoff verträglich.

Nach einer Abschreckung von hohen Temperaturen kommt es ab einem gelösten Kohlenstoffgehalt von zumindest 0,8 Gew.-% zu einer Verringerung der Härte von Stahlwerkstoffen mit steigendem Kohlenstoffgehalt. Dies ist auf die Bildung von Restaustenit ab einem Kohlenstoffgehalt von 0,6 Gew. % zurückzuführen. Danach steigt die Menge an Restaustenit mit steigendem Kohlenstoffgehalt.

Nach einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung ist Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 1 ,0 Gew.-%, bevorzugt mit einem Gehalt von zumindest 1 ,2 Gew.-%, weiter bevorzugt mit einem Gehalt von zumindest 1 ,5 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst.

Vorzugsweise ist Kohlenstoff mit einem Gehalt im Bereich von 1 ,0 bis 2,5 Gew.-%, bevorzugt mit einem Gehalt im Bereich von 1 ,2 bis 2,5 Gew.-%, besonders bevorzugt mit einem Gehalt im Bereich von 1 ,5 bis 2,5 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst. Beispielsweise ist Kohlenstoff mit einem Gehalt von 1 ,9 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst.

Durch den angegebenen Kohlenstoffgehalt wird ein vorwiegend austenitisches Gefüge bei Normalbedingungen, insbesondere bei Raumtemperatur ermöglicht, das heißt es wird ein Stahlwerkstoff mit 50 bis 100 Volumenprozent austenitischer Phase ermöglicht.

Bei einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 1 ,0 Gew.-% wird die austenitische Phase vorzugsweise zusätzlich durch zumindest ein weiteres Legierungselement, beispielsweise Nickel, stabilisiert, insbesondere kinetisch stabilisiert. Bei einem Kohlenstoffgehalt von zumindest 1 ,0 Gew.-% wird die austenitische Phase vorzugsweise ausschließlich durch Kohlenstoff stabilisiert, insbesondere kinetisch stabilisiert.

Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff ist durch die hier genannten erhöhten Werte für den Gehalt an Kohlenstoff besonders günstig herstellbar.

Nach einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung weist die austenitische Phase zumindest ein weiteres Legierungselement auf.

Bei dem weiteres Legierungselement kann es sich insbesondere um Mangan, Nickel, Kupfer und/oder Silizium handeln. Die austenitische Phase kann beispielsweise Mangan, Nickel, Kupfer und Silizium als weitere Legierungselemente aufweisen.

Karbidbildende Legierungselemente sind nicht erwünscht. Daher enthält der Stahlwerkstoff vorzugsweise keine karbidbildenden Legierungselemente. Zu den karbidbildenden Legierungselementen gehört beispielsweise Chrom. Daher enthält der Stahlwerkstoff vorzugsweise kein Chrom bzw. im Wesentlichen kein Chrom. Nach einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung weist die austenitische Phase Silizium mit einem Anteil von 1 bis 10 Gew.-%, vorzugsweise 3 bis 5 Gew.-% auf. Beispielsweise weist die austenitische Phase Silizium mit einem Anteil von 4 Gew.-% auf. Silizium unterdrückt vorteilhafterweise die Eisenkarbidbildung.

Nach einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält die austenitische Phase 0 bis 8 Gew.-% Nickel, vorzugsweise 0 bis 5 Gew.-% Nickel, besonders bevorzugt 0 bis 3 Gew.-% Nickel.

Vorzugsweise wird die austenitische Phase nicht zusätzlich mit Nickel legiert. Darüber hinaus kann die austenitische Phase vorzugsweise Nickel mit einem Anteil von weniger als 8 Gew.-%, bevorzugt von weniger als 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von weniger als 3 Gew.-% enthalten.

Nickel ist ein vergleichsweise teures Material. Außerdem kann die Verfügbarkeit von Nickel in Zukunft eingeschränkt sein. Vorteilhafterweise ist der Stahlwerkstoff durch den Verzicht auf Nickel bzw. den weitgehenden Verzicht auf Nickel besonders günstig und zuverlässig herstellbar.

Vorzugsweise enthält die austenitische Phase Mangan mit einem Anteil von weniger als 8 Gew.-%, weiter bevorzugt von weniger als 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von weniger als 3 Gew.-%.

Nach einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält die austenitische Phase 1 Gew.-% bis 8 Gew.-% Mangan, vorzugsweise 1 Gew.-% bis 5 Gew.-% Mangan, besonders bevorzugt 1 Gew.-% bis 3 Gew.-% Mangan.

Die austenitische Phase enthält vorzugsweise lediglich den im Rohstahl natürlich enthaltenen Mindestgehalt an Mangan, der typischerweise bei 1 Gew.-% liegt. Dieser Gehalt an Mangan resultiert daraus, dass Mangan als Begleiter von Eisen auftritt.

Vorteilhafterweise ist der Stahlwerkstoff durch den Verzicht auf Mangan bzw. den weitgehenden Verzicht auf Mangan besonders beständig gegen Wasserstoff.

Vorzugsweise enthält die austenitische Phase lediglich den im Rohstahl natürlich enthaltenen Mindestgehalt an Nickel und Mangan. Alternativ dazu enthält die austenitische Phase vorzugsweise Nickel und Mangan mit jeweils einem der oben genannten Anteile.

Nach Maßgabe der Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs, insbesondere eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs, beansprucht. Das Verfahren umfasst die folgenden Schritte, insbesondere in der nachstehenden Reihenfolge: a) Bereitstellen eines Kaltarbeitsstahls mit einem Kohlenstoffgehalt von zumindest 0,6 Gew.-%, b) Durchführung einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 1000°C bis 2000°C, c) Erhalt des Stahlwerkstoffs.

Der Stahlwerkstoff besteht vorzugsweise zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase. Die austenitische Phase ist dabei durch Kohlenstoff stabilisiert, insbesondere durch Kohlenstoff kinetisch stabilisiert. Kohlenstoff ist dabei mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst. Vorzugsweise ist Kohlenstoff mit einem Gehalt im Bereich von 0,6 bis 2,5 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst. Der im Schritt a) bereitgestellte Kaltarbeitsstahl enthält vorzugsweise einen hohen Gehalt an Kohlenstoff. Der Kohlenstoffgehalt des im Schritt a) bereitgestellten Kaltarbeitsstahls liegt vorzugsweise bei 0,6 bis 3,0 Gew.-%, bevorzugt bei 1 ,5 bis 2,5 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,0 bis 2,2 Gew.-%. Beispielsweise kann der Kaltarbeitsstahl X210CrW12 mit einem Kohlenstoffgehalt von 2,1 Gew.-% bereitgestellt werden.

Der Kohlenstoff bildet dabei im Kaltarbeitsstahl vorwiegend Karbide.

Die Wärmebehandlung nach Schritt b) erfolgt vorzugsweise bei einer Temperatur in einem Bereich von 1000°C bis zur Solidustemperatur entsprechend der gegebenen Zusammensetzung.

Die Dauer der Wärmebehandlung ist abhängig von der Dicke des Kaltarbeitsstahls und wird entsprechend angepasst, um eine vollständige Durchwärmung und damit einhergehend eine Austenitisierung zu ermöglichen.

Es hat sich überraschenderweise herausgestellt, dass es durch die Wärmebehandlung zu einer zumindest teilweisen Auflösung der ursprünglichen Karbide des Kaltarbeitsstahls und zu einer Bildung einer 50 Volumenprozent übersteigenden austenitischen Phase kommt. Dabei übersteigt die austenitische Phase vorzugsweise 90 bis 100 Volumenprozent des metallischen Werkstoffanteils, beispielsweise 95% Volumenprozent des metallischen Werkstoffanteils. Unter dem metallischen Werkstoffanteil wird dabei der Gesamtwerkstoff, das heißt der gesamte Stahlwerkstoff abzüglich noch vorhandener Karbide verstanden.

Das genannte Verfahren kann insbesondere zum Herstellen von Einzelstücken angewendet werden. Durch das erfindungsgemäße Verfahren wird ein außergewöhnlich hoher Gehalt an Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase des Stahlwerkstoffs gelöst. Die austenitische Phase ist somit durch den Kohlenstoff stabilisiert. Daher kann weitgehend oder vollständig auf teure Legierungselemente, wie beispielsweise Nickel, verzichtet werden. Durch das erfindungsgemäße Verfahren ist der Stahlwerkstoff somit vorteilhafterweise besonders günstig herstellbar.

Aufgrund des hohen Anteils der austenitischen Phase ist der durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellte Stahlwerkstoff vorteilhafterweise besonders gut mit Wasserstoff verträglich.

Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird die Wärmebehandlung nach Schritt b) bei einer Temperatur in einem Bereich von 1100°C bis 1500°C, vorzugsweise bei einer Temperatur in einem Bereich von 1150°C bis 1300°C, durchgeführt. Beispielsweise wird die Wärmebehandlung nach Schritt b) bei einer Temperatur von 1200°C durchgeführt.

Bei der Wärmebehandlung nach Schritt b) kann es sich um eine Lösungsglühung handeln, insbesondere um eine Lösungsglühung bei einer Temperatur von 1200 °C.

Nach Maßgabe der Erfindung wird ein weiteres Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs beansprucht. Das Verfahren umfasst die folgenden Schritte, insbesondere in der nachstehenden Reihenfolge: a) Herstellen einer eisenhaltigen Schmelze, b) Abgießen der eisenhaltigen Schmelze, wobei ein Halbzeug erhalten wird, c) Erhalt des Stahlwerkstoffs. Das Herstellen einer eisenhaltigen Schmelze nach Schritt a) erfolgt vorzugsweise in einem Hochofen oder in einem Elektrolichtbogenofen. Dabei kann die Zusammensetzung der eisenhaltigen Schmelze durch Zugabe von Schrott und/oder durch Zugabe von Zusatzstoffen wie Eisenschwamm und Legierungselementen eingestellt werden.

Der Schritt b) kann Warmwalzprozesse umfassen, die sich an das Abgießen der eisenhaltigen Schmelze anschließen.

Das Halbzeug kann dabei vor Erhalt des Stahlwerkstoffs wie im folgenden Text erläutert noch weiterbearbeitet werden. Das Halbzeug kann alternativ dazu bereits der beanspruchte Stahlwerkstoff sein.

Das genannte Verfahren kann insbesondere zum großtechnischen Herstellen des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs angewendet werden.

Durch das erfindungsgemäße Verfahren wird ein außergewöhnlich hoher Gehalt an Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase des Stahlwerkstoffs gelöst. Die austenitische Phase ist somit durch den Kohlenstoff stabilisiert. Daher kann weitgehend oder vollständig auf teure Legierungselemente, wie beispielsweise Nickel oder Mangan verzichtet werden. Durch das erfindungsgemäße Verfahren ist der Stahlwerkstoff somit vorteilhafterweise besonders günstig herstellbar.

Aufgrund des hohen Anteils der austenitischen Phase ist der durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellte Stahlwerkstoff vorteilhafterweise besonders gut mit Wasserstoff verträglich.

Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung umfasst das Verfahren zusätzlich zumindest einen der folgenden Schritte vorzugsweise zwischen Schritt a) und Schritt b): d) Frischen der eisenhaltigen Schmelze über Oxygenprozesse, e) Einstellen der Zusammensetzung der eisenhaltigen Schmelze in Sekundärmetallurgie.

Die im Schritt d) zum Frischen der eisenhaltigen Schmelze eingesetzten Oxygenprozesse erfolgen vorzugsweise nach dem Linz-Donawitz-Verfahren („LD-Verfahren“), nach dem OBM-Verfahren (Oxygen-Bottom-Maxhütte- oder Oxygen-Bodenblas-Metallurgie-Verfahren) oder nach einer Mischung aus diesem Verfahren.

Beim Frischen wird die eisenhaltige Schmelze also durch das Beaufschlagen mit Sauerstoff bearbeitet. Das Frischen kann zum Einstellen des Kohlenstoffanteils, insbesondere zum Verringern des Kohlenstoffanteils von den 4 - 5 Gew.-% aus dem Hochofen auf einen Zielwert eingesetzt werden. Weiterhin können durch das Frischen Anteile verschiedener unerwünschter Bestandteile der eisenhaltigen Schmelze verringert werden. Zu diesen unerwünschten Bestandteilen gehören beispielsweise Phosphor und Schwefel.

Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird das Abgießen der eisenhaltigen Schmelze aus Schritt b) als Stranggießen, als Blockgießen und/oder als Formgießen durchgeführt.

Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung umfasst das Verfahren zusätzlich den folgenden Schritt, der vorzugsweise zwischen Schritt b) und Schritt c) durchgeführt wird: f) Warmumformen des Halbzeugs.

Das Warmumformen des Halbzeugs erfolgt z. B. mittels Rollwalzen, Schmieden oder ähnlichen Verfahren. Nach Maßgabe der Erfindung wird ein Verfahren zum pulvermetallurgischen Herstellen eines Stahlwerkstoffs, insbesondere eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs, beansprucht. Das Verfahren umfasst die folgenden Schritte, insbesondere in der nachstehenden Reihenfolge: a) Bereitstellen eines Pulvers, b) Sintern des Pulvers, c) Erhalt des Stahlwerkstoffs.

Dabei wird die Zusammensetzung, insbesondere die chemische Zusammensetzung, des Pulvers so eingestellt, dass der Stahlwerkstoff zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase bestehend erhalten wird, dass die austenitische Phase durch Kohlenstoff stabilisiert ist, insbesondere durch Kohlenstoff kinetisch stabilisiert ist, und dass Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist. Vorzugsweise ist Kohlenstoff dabei mit einem Gehalt im Bereich von 0,6 bis 2,5 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst.

Das Sintern des Pulvers nach Schritt b) erfolgt vorzugsweise unter Schutzgas (Inertgas oder leicht reduzierendes Formiergas) oder Vakuum. Alternativ kann auch eine Anlage zur additiven Fertigung verwendet werden.

Das Sintern des Pulvers nach Schritt b) erfolgt vorzugsweise bei einer Temperatur in einem Bereich von 700°C bis zur Solidustemperatur der jeweiligen Legierung.

Erfindungsgemäß wird der im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöste Kohlenstoffgehalt durch die Zusammensetzung, insbesondere durch die chemische Zusammensetzung, des Pulvers eingestellt. Zusätzlich kann ein Anteil zumindest eines weiteren Legierungselements durch die Zusammensetzung, insbesondere durch die chemische Zusammensetzung, des Pulvers eingestellt werden.

Das Pulver weist vorzugsweise eine Partikelgröße in einem Bereich von 1 pm bis 250 pm, bevorzugt eine Partikelgröße in einem Bereich von 10 pm bis 100 pm, besonders bevorzugt eine Partikelgröße in einem Bereich von 20 pm bis 60 pm auf.

Vorzugsweise stehen verschiedene Pulver mit voreingestellten Zusammensetzungen, insbesondere mit voreingestellten chemischen Zusammensetzungen, für die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens bereit. Besonders bevorzugt wird das im Schritt a) bereitgestellte Pulver durch Mischen zweier oder mehrerer der verschiedenen voreingestellten Pulver erzeugt.

Das genannte Verfahren kann insbesondere zum Herstellen von Kleinchargen oder der additiven Fertigung des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs angewendet werden.

Durch das erfindungsgemäße Verfahren wird ein außergewöhnlich hoher Gehalt an Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase des Stahlwerkstoffs gelöst. Die austenitische Phase ist somit durch den Kohlenstoff stabilisiert. Daher kann weitgehend oder vollständig auf teure Legierungselemente, wie beispielsweise Nickel, verzichtet werden. Durch das erfindungsgemäße Verfahren ist der Stahlwerkstoff somit vorteilhafterweise besonders günstig herstellbar.

Aufgrund des hohen Anteils der austenitischen Phase ist der durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellte Stahlwerkstoff vorteilhafterweise besonders gut mit Wasserstoff verträglich. Es versteht sich von selbst, dass die oben zum Stahlwerkstoff genannten Merkmale auch gleichwertig in einem der Verfahren verwendet werden können, oder dass die oben genannten Verfahrensmerkmale zur Spezifizierung des Stahlwerkstoffs verwendet werden können.

Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen mit Hilfe der beigefügten Figuren erläutert. Die gezeigten Ausführungsbeispiele sind daher nicht als einschränkend zu verstehen.

Fig. 1 Chemische Zusammensetzung eines in einem ersten erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Kaltarbeitsstahls.

Fig. 2 Diffraktogramm eines durch das erste erfindungsgemäße

Verfahren erhaltenen Stahlwerkstoffs.

Fig. 3 Darstellung der in einem durch das erste erfindungsgemäße

Verfahren erhaltenen Stahlwerkstoff vorliegenden Phasen auf der Grundlage von EBSD (Elektronen- Rückstreubeugung) .

Fig. 4 Flussdiagramm zum Ablauf eines ersten erfindungsgemäßen

Verfahrens.

Fig. 5 Flussdiagramm zum Ablauf eines zweiten erfindungsgemäßen Verfahrens.

Fig. 6 Flussdiagramm zum Ablauf eines dritten erfindungsgemäßen

Verfahrens. Fig. 1 zeigt die chemische Zusammensetzung eines in einem ersten erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Kaltarbeitsstahls. Die chemische Zusammensetzung ist auf Grundlage einer Funkenspektralanalyse bzw. OES- Analyse (englisch: Optical Emission Spectrometry) erstellt. Dabei ist jeweils die Konzentration der als Legierungselemente im Kaltarbeitsstahl enthaltenen chemischen Elemente C, Or, Mn, Mo, Ni, P, S, Si und W in Gew.-% angegeben.

Als weiteres Beispiel kann der Kaltarbeitsstahl X210CrW12 mit einem Kohlenstoffgehalt von 2,1 Gew.-% im ersten erfindungsgemäßen Verfahren verwendet werden. Der Kaltarbeitsstahl X210CrW12 enthält außerdem 12 Gew.-% Chrom und 0,7 Gew.-% Wolfram. Eine Legierung mit Chrom und Wolfram ist nicht erforderlich. Genauer gesagt ist sie nicht einmal erwünscht. Bislang sind jedoch am Markt keine Stähle mit hohem Kohlenstoffgehalt ohne weitere Legierungselemente verfügbar.

Die Wärmebehandlung bei 1200 °C gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren führt zu einer anteiligen Auflösung der Karbide des Kaltarbeitsstahls und zur Ausbildung einer austenitischen Mikrostruktur, in der sich der Kohlenstoff löst und anreicht.

Fig. 2 zeigt ein mittels Röntgenbeugung (XRD) aufgenommenes Diffraktogramm eines durch das erste erfindungsgemäße Verfahren aus dem Kaltarbeitsstahl X210CrW12 hergestellten Stahlwerkstoffs.

Alle sichtbaren Röntgenreflexe sind der austenitischen Phase zuzuordnen. Dabei kommt es zu einer leichten Verschiebung der Röntgenreflexe relativ zu einer idealen kubisch flächenzentrierten Eisenphase. Die für die ideal kubisch flächenzentrierte Eisenphase zu erwartenden Positionen der Röntgenreflexe sind zusätzlich eingezeichnet und jeweils mit dem Bezugszeichen 1 markiert. Diese Verschiebung ist durch den hohen Kohlenstoffgehalt bedingt. Dagegen sind keine wesentlichen Röntgenreflexe in den 2*Theta-Bereichen vorzufinden, die ferntischen und/oder martensitischen Gefügeanteilen zuzuordnen wären. Die entsprechenden Positionen sind mit dem Bezugszeichen 2 markiert.

Das Verhältnis von kubisch flächenzentrierter austenitischer Phase und kubisch raumzentrierter Phase beträgt im vorgestellten Beispiel zumindest 42,25.

Daraus ergibt sich ein Anteil der kubisch flächenzentrierten austenitischen Phase von 97,7 Volumenprozent der metallischen Gefügeanteile, das heißt des Stahlwerkstoffs abzüglich von Karbiden.

Fig. 2 belegt also, dass der metallische Anteil des hergestellten Stahlwerkstoff im technischen Sinne vollständig austenitisch ist.

Im vorliegenden Beispiel ist Kohlenstoff mit einem Gehalt von 1 ,8 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst.

Hinsichtlich seiner Festigkeit weist der Stahlwerkstoff eine Proportionalitätsgrenze R_po,2 von 800 MPa und eine Bruchdehnung von 5 % auf. Durch eine elektrolytische Beladung mit Wasserstoff kommt es dabei zu keiner Veränderung.

Zur experimentellen Evaluierung der Beständigkeit gegen Wasserstoff wurde dieser Stahlwerkstoff Wasserstoff in Form der kathodischen Teilreaktion der elektrochemischen Wasserspaltung ausgesetzt. Hierbei kam es zu keiner signifikanten Änderung der mechanischen Eigenschaften des Werkstoffs.

Fig. 3 zeigt eine Darstellung der in einem durch das erste erfindungsgemäße Verfahren erhaltenen Stahlwerkstoff vorliegenden Phasen auf der Grundlage von EBSD (Elektronen-Rückstreubeugung). Dabei sind die dunkleren Bereiche der austenitischen Phase zuzuordnen. Die helleren Bereiche sind Karbid zuzuordnen, genauer gesagt M7C3. Hier steht M für Metall und C für Kohlenstoff. In diesem Fall ist M vorwiegend Chrom. Die Korngrenzen und Zwillingsgrenzen sind durch schwarze Striche dargestellt.

Der Stahlwerkstoff weist gemäß Fig. 3 zu 88,2 % die austenitische Phase als einzige detektierte metallische Phase und zu 11 ,1 % die karbidische M7C3 Phase auf.

Fig. 4 zeigt ein Flussdiagramm des ersten erfindungsgemäßen Verfahrens zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs. Die folgenden Schritte werden vorzugsweise nacheinander durchgeführt.

Im Schritt S01 wird ein Kaltarbeitsstahl bereitgestellt.

Im Schritt S02 wird eine Wärmebehandlung durchgeführt. Die Wärmebehandlung erfolgt bei einer Temperatur von 1200 °C. Die Dauer der Wärmebehandlung ist abhängig von der Dicke des Kaltarbeitsstahls und wird entsprechend angepasst.

Im Schritt S03 wird der Stahlwerkstoff erhalten.

Das erste erfindungsgemäße Verfahren kann insbesondere zum Herstellen von Einzelstücken angewendet werden.

Fig. 5 zeigt ein Flussdiagramm eines beispielhaften zweiten erfindungsgemäßen Verfahrens zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs. Die folgenden Schritte werden vorzugsweise nacheinander durchgeführt.

Im Schritt S11 wird eine eisenhaltige Schmelze in einem Hochofen oder in einem Elektrolichtbogenofen hergestellt. Im Schritt S12 wird ein Frischen der eisenhaltigen Schmelze über Oxygenprozesse durchgeführt. Dabei wird vorzugsweise eine Mischung aus dem Linz-Donawitz-Verfahren („LD-Verfahren“) und dem OBM-Verfahren ( Oxygen-Bottom-Maxhütte- oder Oxygen-Bodenblas-Metallurgie- Verfahren) durchgeführt.

Im Schritt S13 wird die Zusammensetzung der eisenhaltigen Schmelze in Sekundärmetallurgie eingestellt.

Im Schritt S14 wird die eisenhaltige Schmelze abgegossen. Das Abgießen der eisenhaltigen Schmelze erfolgt beispielsweise als Stranggießen. Daran schließen sich Warmwalzprozesse an. Im Schritt S14 wird schließlich ein Halbzeug erhalten.

Im Schritt S15 erfolgt eine Warmumformung des Halbzeugs z.B. durch Rollwalzen.

Im Schritt S16 wird der Stahlwerkstoff erhalten.

Das zweite erfindungsgemäße Verfahren kann insbesondere zum großtechnischen Herstellen des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs angewendet werden.

Fig. 6 zeigt ein Flussdiagramm eines beispielhaften dritten erfindungsgemäßen Verfahrens zum pulvermetallurgischen Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs. Die folgenden Schritte werden vorzugsweise nacheinander durchgeführt.

Im Schritt S21 wird ein Pulver bereitgestellt. Dabei wird die chemische Zusammensetzung des Pulvers so eingestellt, dass der im Schritt S23 erhaltene Stahlwerkstoff zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase besteht, und dass Kohlenstoff dabei im Kristallgitter der austenitischen Phase mit einem Gehalt im Bereich von 0,6 bis 2,5 Gew.-%, beispielsweise mit einem Gehalt von 2,0 Gew.-%, gelöst ist.

Im Schritt S22 wird das Pulver in einem Schutzgasofen oder Vakuumofen gesintert oder in einer Anlage zur additiven Fertigung gesintert.

Im Schritt S23 wird der Stahlwerkstoff erhalten.

Das dritte erfindungsgemäße Verfahren kann insbesondere zum Herstellen von Kleinchargen des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs angewendet werden.

Beim erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff ist ein außergewöhnlich hoher Gehalt an Kohlenstoff im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst. Die austenitische Phase ist somit durch den Kohlenstoff stabilisiert. Daher kann weitgehend oder vollständig auf teure Legierungselemente, wie beispielsweise Nickel, verzichtet werden. Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff ist somit vorteilhafterweise besonders günstig herstellbar.

Aufgrund des hohen Anteils der austenitischen Phase ist der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff vorteilhafterweise besonders gut mit Wasserstoff verträglich.

Für den Fachmann ist klar, dass die oben genannten Ausführungsformen der Stahlwerkstoffe, Verfahren oder Verfahrensschritte beliebig miteinander kombiniert werden können und keine Einschränkung darstellen, insbesondere nicht in ihrer Gestaltung und Kombination.

Claims

Ansprüche

1 . Stahlwerkstoff bestehend zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase, wobei die austenitische Phase durch Kohlenstoff stabilisiert ist, und wobei Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist.

2. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1 , wobei der Stahlwerkstoff zu 70 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase besteht, vorzugsweise zu 80 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase besteht, weiter bevorzugt zu 90 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase besteht, besonders bevorzugt zu 95 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase besteht.

3. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1 oder 2, wobei Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 1 ,0 Gew.-%, bevorzugt mit einem Gehalt von zumindest 1 ,2 Gew.-%, weiter bevorzugt mit einem Gehalt von zumindest 1 ,5 Gew.-%, besonders bevorzugt mit einem Gehalt im Bereich von 1 ,5 bis 2,5 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist.

4. Stahlwerkstoff nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die austenitische Phase zumindest ein weiteres Legierungselement aufweist.

5. Stahlwerkstoff nach Anspruch 4, wobei die austenitische Phase Silizium mit einem Anteil von 1 bis 10 Gew.-%, vorzugsweise 3 bis 5 Gew.-% aufweist.

6. Stahlwerkstoff nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die austenitische Phase 0 bis 8 Gew.-% Nickel enthält, vorzugsweise 0 bis 5 Gew.-% Nickel enthält, besonders bevorzugt 0 bis 3 Gew.-% Nickel enthält.

7. Stahlwerkstoff nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die austenitische Phase 1 Gew.-% bis 8 Gew.-% Mangan enthält, vorzugsweise 1 Gew.-% bis 5 Gew.-% Mangan enthält, besonders bevorzugt 1 Gew.-% bis 3 Gew.-% Mangan enthält.

8. Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs, insbesondere eines Stahlwerkstoffs nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: a) Bereitstellen eines Kaltarbeitsstahls mit einem Kohlenstoffgehalt von zumindest 0,6 Gew.-%, b) Durchführung einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 1000°C bis 2000°C, c) Erhalt des Stahlwerkstoffs.

9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei die Wärmebehandlung nach Schritt b) bei einer Temperatur in einem Bereich von 1100°C bis 1500°C, vorzugsweise bei einer Temperatur in einem Bereich von 1150°C bis 1300°C, durchgeführt wird.

10. Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: a) Herstellen einer eisenhaltigen Schmelze, b) Abgießen der eisenhaltigen Schmelze, wobei ein Halbzeug erhalten wird, c) Erhalt des Stahlwerkstoffs.

11 . Verfahren nach Anspruch 10, wobei das Verfahren zusätzlich zumindest einen der folgenden Schritte vorzugsweise zwischen Schritt a) und Schritt b) umfasst: d) Frischen der eisenhaltigen Schmelze über Oxygenprozesse, e) Einstellen der Zusammensetzung der eisenhaltigen Schmelze in Sekundärmetallurgie.

12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11 , wobei das Abgießen der eisenhaltigen Schmelze aus Schritt b) als Stranggießen, als Blockgießen und/oder als Formgießen durchgeführt wird.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, wobei das Verfahren zusätzlich den folgenden Schritt umfasst, der vorzugsweise zwischen Schritt b) und Schritt c) durchgeführt wird: f) Warmumformen des Halbzeugs.

14. Verfahren zum pulvermetallurgischen Herstellen eines Stahlwerkstoffs, insbesondere eines Stahlwerkstoffs nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: a) Bereitstellen eines Pulvers, b) Sintern des Pulvers, c) Erhalt des Stahlwerkstoffs, wobei die Zusammensetzung des Pulvers so eingestellt wird, dass der Stahlwerkstoff zu 50 bis 100 Volumenprozent aus austenitischer Phase bestehend erhalten wird, wobei die austenitische Phase durch Kohlenstoff stabilisiert ist, und wobei Kohlenstoff mit einem Gehalt von zumindest 0,6 Gew.-% im Kristallgitter der austenitischen Phase gelöst ist.