DE2712141A1

DE2712141A1 - Hochfester stahl und waermebehandlungsverfahren zur herstellung eines solchen stahls

Info

Publication number: DE2712141A1
Application number: DE19772712141
Authority: DE
Inventors: John F Butler; Robert L Cryderman; Emil G Hamburg
Original assignee: Jones and Laughlin Steel Corp
Current assignee: Jones and Laughlin Steel Corp
Priority date: 1976-03-19
Filing date: 1977-03-19
Publication date: 1977-09-29
Also published as: US4033789A; AU2262777A; JPS52114419A; GB1540007A; FR2344638A1; IT1075137B

Description

Hochfester Stahl und Wärmebehandlungsverfahren zur Herstellung eines solchen Stahls

Die Erfindung bezieht sich auf die Wärmebehandlung von hochfesten Stahlerzeugnissen zur Erzielung einer äußerst erwünschten Kombination von hoher Festigkeit und Formbarkeit. Diese Kombination von mechanischen Eigenschaften macht die Herstellung eines hochfesten Stahls so einfach wie die eines Stahls mit beträchtlich niedrigerer Festigkeit.

Die Ergebnisse der Erfindung werden durch die Anwendung

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einer Wärmebehandlung erzielt, die ungefähr dem bekannten Verfahren des Normalglühens gleicht. Das Normalglühen beinhaltet das Erwärmen von Ferrolegierungen auf eine Temperatur oberhalb des Umwandlungsbereiches und dann das Abkühlen mittels Luft auf eine Temperatur, die wesentlich unter dem Umwandlungsbereich liegt, um ein perlitisches Mikrogefüge zu erzielen. Andererseits wird bei dem Wärmebehandlung sver fahr en nach der Erfindung der Stahl auf eine Temperatur oberhalb der Ac--Temperatur für eine ausreichende Zeit erwärmt, um das vorherige Mikrogefüge in Austenit umzuwandeln, und anschließend erfolgt ein kontrolliertes Abkühlen mit Geschwindigkeiten, die in Beziehung zu der Stahlzusammensetzung stehen, um ein MikrogefUge mit 10 Vol.-X bis 35 Vol.-% an Niedertemperaturbestandteilen, wie beispielsweise Martensit und/oder unteren Bainit (MLB) zu erhalten, während der Rest im wesentlichen voreutektischen Ferrit darstellt. Es hat sich gezeigt, daß ein solches Mikrogefüge eine ausgezeichnete Formbarkeit in Verbindung mit hoher Festigkeit ergibt. Diese Kombination ermöglicht die Verwendung des Stahls nach der Erfindung für Verwendungszwecke mit schwieriger Formgebung, beispielsweise für Radscheiben und Puffer. Beispielsweise können Profilstähle nach der Erfindung direkt in der Automobiltechnik verwendet werden, wo früher kohlenstoffarme Stähle benötigt wurden, die nach dem Formen einsatzgehärtet wurden. Das Erzeugnis nach der Erfindung ist außerdem für andere Leichtbaukonstruktionen sehr geeignet, in welchen hohe Festigkeit-zu-Gewicht-Verhältnisse erwünscht sind. Da das erfindungsgemäße Produkt mindestens eine spezifische Zug-

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festigkeit von etwa 562 4 kp/cm (80 ksi) und eine gleichmäßige Zugdehnung von 16 %, hat, ist es als ein beträchtlicher Fortschritt aufzufassen, vergleicht man es mit handelsüblichen Stahlerzeugenissen, die vergleichbare Festigkeitswerte haben. Ein Minimum an gleichmäßiger Zugdehnung von 16 Z wird außerdem als ein Kennzeichen eines Materials betrachtet, das im Zusammenhang mit den oben beschriebenen Verwendungszwecken eine gute Formbarkelt hat.

Das Diagramm von Fig. 1 zeigt die Verbesserung der gleichmäßigen Zugdehnung gegenüber der spezifischen Zugfestigkeit, die gemäß der Erfindung gegenüber typischen bekannten Ferrit-Perlit-Stählen erreicht wird. Die ausgezogene Kurve stellt Stahlerzeugnisse nach der Erfindung im warmgewalzten und wärmebehandelten Zustand dar, während die gestrichelte Kurve typische handelsübliche Stahlerzeugnisse mit Ferrit-Perlit-Mikrogefügen im warmgewalzten Zustand darstellt. Der obere und der mittlere Teil der gestrichelten Kurve stellen herkömmliche hochfeste, niedriglegierte Stähle dar, während der untere Teil typische mechanische Eigenschaften für aluminiumberuhigte, kohlenstoffarme Stähle veranschaulicht. Es ist zu erkennen, daß das Stahlerzeugnis nach der Erfindung durch eine beträchtlich verbesserte gleichmäßige Zugdehnung gekennzeichnet ist, vergleicht man es mit demselben Festigkeitswert der bekannten Ferrit-Perlit-Stähle.

Verschiedene Wärmebehandlungen sind für Stähle des allgemeinen Typs der Erfindung vorgeschlagen worden. Es ist jedoch anzunehmen, daß bei diesen Wärmebehandlungen entweder

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nicht die kritische Beziehung zwischen Vol.-X MLB und der Kombination von hoher Festigkeit und Formbarkeit erkannt und ausgenutzt wird oder das Auftreten

von Niedertemperaturumwandlungsnrodukten, wie etwa Martensit oder unterer Bainit, zu minimieren versucht wird. Typische Wärmebehandlungsverfahren, welche offenbar nicht die Bildung von Martensit oder unterem Bainit beinhalten, sind aus der US-PS 3 914 135 und aus der Veröffentlichung ¹¹GM 980X - A Unique High Strength Sheet Steel with Superior Formability" von M. S. Rashid, General Motors Corporation, Warren, Michigan, bekannt. Andererseits beschreiben die US-PS'en 3 830 669, 3 902 927, 3 928 086 und 3 930 907 sowie S. Hayarai und T. Furukawa, Nippon Steel Corporation, Tokyo, Japan, in Micro Alloying 75, S. 78-87 unter dem Titel ¹¹A Family of High-Strength, Cold-Rolled Steels", verschiedene Wärmebehandlungen, die offenbar das Vorhandensein von Niedertemperaturumwandlungsprodukten oder -mikrobestandteilen beinhalten.

Durch die Erfindung soll die Aufgabe gelöst werden, ein hochfestes Stahlerzeugnis zu schaffen, das, gemessen in gleichmäßiger Dehnung, durch eine ausgezeichnete Formbarkeit gekennzeichnet ist. Ein solches Erzeugnis sollte möglichst eine spezifische Zugfestigkeit von mindestens etwa 562 4 kp/cm² 16 X haben.

2 562 4 kp/cm und eine gleichmäßige Dehnung von mindestens

Weiter soll durch die Erfindung ein wärmebehandeltes Stahlerzeugnis geschaffen werden, das von 10 Vol.-I bis 35 Vol.-X

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MLB wegen der Beziehung eines solchen Gefüges zu hoher Festigkeit und ausgezeichneter Formbarkeit enthält.

Die Erfindung schafft ein Wärraebehandlungsverfahren, durch das sich das gewünschte Mikrogefüge und die mechanischen Eigenschaften nach der Erfindung programmgemäß ergeben.

Weiter schafft die Erfindung einen hochfesten, wärmebehandelten Stahlgegenstand, aus dem leicht komplizierte Teile geformt werden können.

Mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen näher beschrieben. Es zeigen:

Fig. 1 Insgesamt die Verbesserung in der gleich

mäßigen Dehnung bei gegebenen Werten der spezifischen Zugfestigkeit für Stähle nach der Erfindung im Vergleich mit solchen, die ein Ferrit-Perlit-Mikrogefüge haben,

Fig. 2 eine Raster-Elektronenmikroskop-Aufnahme,

die bei 2 000-facher Vergrößerung aufgenommen wurde und ein typisches Mikrogefüge des Stahlerzeugnisses im wärmebehandelten metallurgischen Zustand zeigt,

Fig. 3 in einem Diagramm die spezifische Zug-

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festigkeit und die gleichmäßige Zugdehnung in Abhängigkeit von % MLB,

Fig. 4 in einem Diagramm die Abkühlungsgeschwin

digkeit in Abhängigkeit von dem Mangangehalt für zwei Kohlenstoffwerte, und

Fig. 5 in einem Diagramm die Beziehung zwischen

der Abkühlungsgewschwindigkeit, die erforderlich ist, um spezifische Zugfestig-

2 keiten von 562 4 kp/cm oder mehr zu

erzielen, und dem Manganggehalt des Stahls.

Es hat sich gezeigt, daß die Aufgabe der Erfindung durch eine Ausgewogenheit zwischen chemischer Zusammensetzung und Wärmebehandlung gelöst wird. Die folgende allgemeine chemische Zusammensetzung ist verwendbar: Kohlenstoff 0,04 % bis 0,17 %; Mangan 0,8 X bis 2,0 %; Silicium bis zu 1,0 %; Vanadium bis zu 0,12 %; Niob bis zu 0,1 %; Titan bis zu einer Menge, die die Bildung von Titan-Carbonitriden bewirkt; Stickstoff 0,001 % bis 0,25 %; und der Rest im wesentlichen Eisen.

Der Kohlenstoff wird im allgemeinen zwischen etwa 0,04 X und 0,17 Z gehalten. Das Senken des Kohlenstoffgehaltes unter etwa 0,04 % erfordert relativ große Mengen an Mangan, um eine spezifische Zugfestigkeit von mindestens

2 562 4 kp/cm zu erhalten, und somit verursacht das Senken des Kohelnstoffgehaltes unter diesen Wert unverhätlnismäs -

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sige Stahlherstellungskosten. Ein Maximum von 0,17 % Kohlenstoff wird gewählt, weil höhere Kohlenstoffwerte die Punktschweißbarkeit von Materialien mit geringer Dicke beeinträchtigen. Vorzugsweise wird der Kohlenstoffwert zwischen 0,10 7. und 0,12 % gehalten, um die Stahlherstellungskosten und die PunktSchweißbarkeit weiter zu optimieren, obwohl etwas höhere Kohlenstoffgehalte für gewisse Wärmebehandlungsarten bevorzugt werden.

Mangan dient zum Fördern der Produktfestigkeit und sollte im allgemeinen in einem Bereich von 0,8 % bis 2,0 % liegen. Ein Mangangehalt von etwa 0,8 % ist erforderlich, um das

gewünschte Minimum von 562 4 kp/cm Zugfestigkeit in Verbindung mit dem Kohlenstoffgehalt und den Abkühlungsgeschwindigkeiten nach der Erfindung zu erzielen. Mangangehalte von mehr als etwa 2,0 % sind wirtschaftlich nicht attraktiv.

Silicium kann in der erfindungsgemäßen Verbindung in Mengen bis zu ungefähr 1,0 % enthalten sein, da dieses Element zur Erhöhung der Festigkeit beizutragen scheint. Typische Mengen liegen in einem Bereich von etwa 0,2 % bis 0,5 %.

Vanadium kann wahlweise in Mengen bis zu 0,12 % enthalten sein. Dieses Legierungselement fördert die Bildung von feinkörnigem Austenit während der Anfangsstufe der Wärmebehandlung und trägt somit insgesamt zur Verfestigung des Erzeugnisses bei. Es wird angenommen, daß der Verfestigungsmechanisraus die Bildung von Vanadium-Carbonitriden beinhaltet, die das Kornwachstum verzögern. Mengen von

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mehr als etwa 0,12 % Vanadium scheinen die Festigkeit nicht nennenswert zu verbessern und sind unter Kostengesichtspunkten unrealistisch. Typischerweise kann Vanadium in Mengen in der Größenordnung von 0,04 % bis 0,12 7_O vorhanden sein.

Niob ist ebenso wie Vanadium ein Kornverfeinerungselement, hauptsächlich durch Bildung von Carbonitriden, und kann wahlweise in Mengen bis zu 0,1 "/„ enthalten sein. Ein Bereich von etwa 0,01 % bis 0,04 % wird als eine vernünftige Ausgewogenheit zwischen Kornverfeinerungseffekt und Kosten angesehen.

Titan stellt ebenfalls einen Carbonitridbildner dar und kann wahlweise In der Verbindung nach der Erfindung aus denselben Gründen wie Vanadium und Niob enthalten sein. Dieses Legierungselement kann in Mengen vorliegen, die die Bildung von Titan-Carbonitriden bewirken. Solche wirksamen Mengen können bis zu etwa 0,1 % reichen. Die absolute Menge an Titan, die erforderlich ist, um die oben erwähnte Funktion zu erfüllen, kann nicht genau angegeben werden, weil sich Titan vor der Vereinigung mit Stickstoff und Kohlenstoff mit Elementen, wie Sauerstoff und Schwefel vereinigen wird. Infolgedessen ist die Menge an freiem Titan, die zur Vereinigung mit Kohlenstoff und Stickstoff zur Verfügung steht, von dem Grad der Desoxydation, wenn Titan dem Stahl zugesetzt wird, sowie von dem Schwefelgehalt des Stahls abhängig. Darüberhinaus gehen das Vorhandensein und die relativen Mengen von Elementen, wie beispielsweise Seltenen Erden/in den Grad ein, bis zu welchem Titan in der Lage 1st,

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Carbonitride zu bilden. Dem Fachmann ist es jedoch möglich, diese Faktoren zu erkennen und zu kompensieren, und ihm bereitet es keine Schwierigkeit, eine wirksame Menge an Titan zu bestimmen, die für eine bestimmte Legierungszusammensetzung innerhalb des Rahmens der Erfindung erforderlich ist.

Stickstoff kann in Mengen vorhanden sein, die von etwa 0,001 % bis 0,025 7«, reichen. Im Rahmen der Erfindung liegen deshalb Stähle mit Stickstoffgehalten in einem Umfang, der für normale Restmengen kennzeichnend ist, sowie aufgestickte Stähle.

Wenn der Stahl nach der Erfindung in dem beruhigten Zustand ist, sollte Aluminium in Mengen von etwa 0,01 % bis 0,2 % vorhanden sein. Niedrigere Desoxydationszustände liegen jedoch im Rahmen der Erfindung. Der beruhigte Desoxydationszustand empfiehlt sich, wenn SuIfidgestaltskontrollzusätze, wie etwa Seltene Erden, Zircon und Titan, vorhanden sind. Seltene Erden oder Gemische von Seltenen Erden in Mengen von 0,01 ^aL bis 0,10 % werden für Stähle mit Schwefelgehalten unterhalb von etwa 0,025 % in Betracht gezogen. Die US-PS 3 671 336 enthält beträchtliche Einzelheiten hinsichtlich der Aufgabe von SuIfidgestaltskontrollzusätzen.

Die oben beschriebene Verbindung kann in herkömmlicher Weise als ein zweckmäßiges Zwischenprodukt, z. B. eine Platte oder ein Coil, hergestellt und dann der folgenden Wärme-

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behandlung unterworfen werden: Aufheizen auf eine Temperatur oberhalb der Ac--Temperatur des Stahls für eine Zeit, die ausreicht, um den Stahl vollständig zu austenitisieren, und dann Abkühlen des Stahls mit einer Geschwindigkeit, die in Beziehung zur Stahlzusammensetzung steht.

Dieses Verfahren ergibt ein Produkt, das durch ein Mini-

2 mura an spezifischer Zugfestigkeit von 562 4 kp/cm und durch ein Minimum an gleichmäßiger Zugdehnung von 16 % gekennzeichnet ist. Das so wärmebehandelte Mikrogefüge enthält von etwa 10 Vol.-% bis etwa 35 Vol.-7„ MLB, wobei der Rest im wesentlichen voreutektischer Ferrit ist. Geringe Mengen an Hochtetnperaturumwandlungsprodukten, wie etwa oberer Bainit und Perlit, können jedoch vorhanden sein, vorausgesetzt, das solche Mikrobestandteile die gewünschte Kombination von mechanischen Eigenschaften nicht nachteilig beeinflussen.

Der Ausdruck "MLB", der im Zusammenhang mit der Erfindung benutzt wird, gehört zu Niedertemperaturumwandlungsprodukten, die sich direkt aus dem Austenit nach Abkühlung bei einer Temperatur in der Größenordnung von etwa 454 °C (850 F) oder darunter ergeben und gewöhnlich als nadeiförmiger Martensit, lattenförmiger Martensit, unterer Bainit, usw. bezeichnet werden. MLB-Umwandlungsprodukte haben typischerweise eine Vickers-Härte von 400 oder darüber.

Fig. 2 zeigt eine Raster-Elektronenmikroskop-Aufnahme bei einer 2 000-fachen Vergrößerung nach dem Ätzen in einer zweiprozentigen Nitrol-Lösung, die ein typisches Mikroge-

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füge des erfindungsgemäßen Erzeugnisses veranschaulicht.

Die Bedeutung der Menge an MLB (in Vol.-X) zur Erzielung der einzigartigen Kombination von Festigkeit und Formbarkeit des erfindungsgemäßen Erzeugnisses wird durch die beiden in Fig. 3 dargestellten Kurven veranschaulicht. Die spezifische Zugfestigkeit, die durch die mit ausgezogener Linie dargestellte Kurve und mit Datenpunkten in Form von nichtausgefüllten Kreisen dargestellt ist, nimmt mit zunehmendem Prozentsatz an MLB zu. Ein Minimum von etwa 10 Vol.-X MLB ist erforderlich, um das gewünschte Minimum

2 an Zugfestigkeit von 5624 kp/cm zu erzielen. Andererseits nimmt die Formbarkeit, die durch die mit gestrichelter Linie und durch Datenpunkte in Form von ausgefüllten Kreisen dargestellt ist, mit zunehmendem Prozentsatz an MLB ab. Ein Maximum von etwa 35 X MLB ist erforderlich, um das gewünschte Minimum von 16 X gleichmäßger Dehnung zu erzielen. Der Volumenprozentsatz an MLB wird vorzugsweise auf etwa 15 X bis 25 X beschränkt, da dieser Teil des Gesamtbereiches die Formbarkeit begünstigt und zu einem Minimum an Zug-

2 festigkeit in der Größenordnung von 5976 kp/cm (85 ksi)

2 führt. Ein Minimum an Zugfestigkeit von 5624 kp/cm stellt einen kommerziell attraktiven Festigkeitswert für Stähle des erfindungsgemäßen Typs dar und ein Minimum an gleichmäßiger Dehnung von 16 X sorgt für eine gute Formbarkeit bei diesem Festigkeitswert. Diese Kombination von mechanischen Eigenschaften ist für Anwendungsfälle, in denen hochfeste Stähle benutzt werden, äußerst erwünscht.

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Stahlerzeugnisse, die das Mikrogefüge und die sich ergebenden Eigenschaften der Erfindung haben, können durch herkömmliche Stahlherstellungsverfahren erzeugt werden, zu welchen gehören (ohne das darunter eine Beschränkung zu verstehen ist): das grundlegende Oxygenverfahren, das Elektroofen- oder das SM-Verfahren. StahIbrammen, Knüppel oder Stränge werden dann durch Vorwalzen oder Stranggießen mit anschließendem Warmband- oder Stabwalzen in Platten-, Coil- oder Stangenform gebracht. Ein zweckmäßiges Verfahren zum Warmwalzen ist in den US-PS'en 3 666 452 und 3 671 336 beschrieben. Anschließend an das Warmwalzen wird das Erzeugnis gebeizt und kaltgewalzt oder dgl. In jedem Fall ist ein Zwischenprodukt in dem warmgewalzten oder kaltgewalzten metallurgischen Zustand für die anschliessende Wärmebehandlung nach der Erfindung geeignet.

Stahlerzeugnisse, die die erfindungsgemäßen mechanischen Eigenschaften haben, können durch die relativ einfache zweistufige Wärmebehandlung erzeugt werden, die im folgenden angegeben ist. Die erste Stufe beinhaltet das Erwärmen des Stahls bis auf einen Wert oberhalb seiner Ac,-Temperatur für eine Zeit, die ausreicht, um das vorherige Mikrogefüge vollständig in Austenit umzuwandeln. Dieses Verfahren umfaßt mehrere Vorteile, wenn man es mit Verfahren vergleicht, die die Bildung von Teilmengen von Austenit durch Erhitzen auf Temperaturwerte zwischen den Ac,- und Ac--Temperatüren des Stahls und anschließendes Umwandeln des Austenits in niedrigere Umwandlungsprodukte beinhalten. Die kinetischen Erscheinungen, die bei der Austenitumwandlung auftreten, sind so, daß man sich dem Gleichgewicht

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bei höheren Temperaturen viel schneller nähert. Deshalb wird eine beträchtliche Reduzierung der Zeit verwirklicht, die zur Austenitbildung erforderlich ist. Dieser Faktor ist bei einer kontinuierlich arbeitenden Wärmebehandlungsstraße von beträchtlicher wirtschaftlicher Bedeutung.Zweitens erleichtert die volle Austenitisierung die Prozeßsteuerung in einem beträchtlichen Ausmaß, weil eine Teilaustenitisierung durch interkritisches Glühen eine ziemlich strenge Kontrolle von Zeit und Temperatur beinhaltet, und zwar wegen der ziemlich schmalen Kombination von Zeiten und Temperaturen, die in herkömmlichen, kontinuierlich arbeitenden Wärmebehandlungsstraßen zum Bilden einer gegebenen Austenitmenge zur V.-r rücjung aLoht.

Die Austenitisierung wird erreicht, indem der Stahl auf eine Temperatur oberhalb seiner Ac^-Temperatür für eine Zeit erwärmt wird, die zur vollständigen Austenitisierung ausreicht. Vorzugsweise wird diese Temperatur auf einen Maximalwert von etwa 954 C (1750 F) begrenzt, um ein übermäßiges Austenitkornwachstum zu vermeiden. Diese Temperatur kann jedoch überschritten werden, wenn kurze Zeiten benutzt werden oder wenn Kornverfeinerungselemente, wie etwa Vanadium, Niob oder Titan, in dem Stahl enthalten sind. Die Stähle nach der Erfindung werden typischerweise vollständig austenitisiert, indem sie kontinuierlich durch eine kontinuierliche Glühofenkammer, die auf einer Temperatur von weniger nls 954 C gehalten wird, für Zeiten von 1 bis 4 min hindurchgeführt werden, die von der Banddicke abhängen.

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•-»5.

Ia Anschluß an die Austenitisierung kann der Stahl mit einer Ceschwindigkeit von weniger als etwa 39 C/s (70 °F/sec) auf eine Temperatur von etwa 454 °C (850 °F) zwangsabgekühlt werden und anschließend mit einer Geschwindigkeit von saehr als etwa 6 °C/s (10 °F/sec) weiter abgekühlt werden, um die Umwandlung aus dem Austenit in die gewünschte Menge an MLB und voreutektischem Ferrit abzuschließen. Die Zwangskühlung beinhaltet Abkühlungsgeschwindigkeiten , die größer sind als diejenigen, die sich durch das Abkühlen in stehender Luft ergeben, und kann durch ständige Berührung des Bandes mit Dampf, Gasstrahlen, durch Aufsprühen von Wasser, durch Wassernebel, usw. erreicht werden. Vorzugsweise wird im allgemeinen das Band so schnell wie möglich innerhalb der oben angegebenen Grenzen abgekühlt, um die Länge der Abkühlungsrone zu minimieren. Wie la folgenden angegeben, können gewisse Abkühlungsgeschwindigkeiten außerhalb der oben angegebenen Grenzen für Stahle alt beschränkter Zusammensetzung benutzt werden.

Ia »ahmen der Erfindung können die Zwangsabkühlungsgeschwindigkeiten Innerhalb der oben angegebenen Grenzen während jeder der Stufen verändert werden oder die Abkühlungsgeschwindigkeit la Anschluß an die erste Stufe kann verändert werden. Es kann jedoch einfach eine konstante Abkühlungsgeschwindigkeit während jeder Stufe benutzt werden. In diesem Fall mu8 ein Bereich von 6 °C/s bis 39 °C/s benutzt werden, um die Kriterien für beide Stufen zu erfüllen. Im allgemeinen wird eine Abkühlung des Erzeugnisses mit einer Geschwindigkeit bevorzugt, die in den schnelleren Teil des Bereiches fällt, da kürzere Längen der Abkühlungs-

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zonen erforderlich sind, wenn das Verfahren in kontinuierlicher Weise ausgeführt wird.

Die Wahl einer bestimmten Abkühlungsgeschwindigkeit, sei es bei Zwangskühlung oder anderer Art von Kühlung, richtet sich auch nach dem Kohlenstoif-und Mangangehalt des Stahls. Fig. 4 zeigt in einem Diagramm die Abkühlungsgeschwindigkeit über dem Manganggehalt für zwei Kohlenstoffwerte. Die mit ausgezogener Linie dargestellte Kurve stellt die Abkühlungsgeschwindigkeit dar, die erforderlich ist, um eine

2 spezifische Zugfestigkeit von etwa G2!36 kp/cm für Stähle mit 0,11 X Kohlenstoff zu erzielen. Die mit gestrichtelter linie dargestellte Kurve gibt denselben Festigkeitswert für Stahl mit 0,15 % Kohlenstoff an. Die beiden Stähle, die zum Gewinnen der den Kurven zugrundeliegenden Daten benutzt worden sind, waren beruhigt und enthielten 0,4 7„ Silicium, 0,05 % Vanadium und 0,012 % Stickstoff. Es ist zu erkennen, daß höhere Kohlenstoffgehalte bei einem bestimmten Manganggehalt ermöglichen, eine niedrigere Abkühlungsgeschwindigkeit zu verwenden, um äquivalente Festigkeitswerte zu erzielen. Bei der Auswahl einer besonderen Abkühlungsgeschwindigkeit solltenjdeshalb der Manean- und Kohlenstoffgehalt berücksichtigt werden.

Fig. 5 ist ein Diagramm, in welchem die Abkühlungsgeschwindigkeit über dem Mangangehalt für beruhigte Stähle aufgetragen ist, die folgende Zielzusammensetzungen haben: 0,11 % Kohlenstoff, 0,4 % Silicium, 0,05 % Vanadium und 0,012 7. Stickstoff. Der Mangangehalt wurde entsprechend den in

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Fig. 5 angegebenen fünf Werten verändert. Die drei Kurven in Fig. 5 zeigen von oben nach unten die spezifischen

2 Zugfestigkeitswerte von 7 100 kp/cm (101 ksi) bzw.

2 2

62^r.f. kp/cm (89 ksi) bzw. 5621 kp/cm (80 ksi). Die Daten für das Aufzeichnen der Kurven wurden aus Härtemessungen gewonnen, die über die Länpe von fünf stirnabgeschreckten Stangenproben durchgeführt wurden, weiche zuerst auf 835 C (1625 F) erhitzt wurden, um die vollständige Austenitisierung zu erreichen. Die Härtemessungen wurden an geeigneten Stellen vorgenommen, um die aufgezeichnete Abkühlungsgeschwindigkeit anzunähern. Die Kurven zeigen das Zusainmenspiel zwischen der Abkühlungsgesehwindigkeit und dem Manganggehalt in Prozent und lieferen in Verbindung mit der in Fig. 4 ausgedrückten Beziehung eine zuverlässige Beschreibung der Faktoren, die erforderlich sind, um den Minimumfestigkeitswert der Erfindung zu erzielen. Eine mehrfache Regressionsanalyse der den Kurven zugrundeliegenden Daten zeigt, daß die drei Variablen in folgender Beziehung stehen:

SZF - 222,2 + 61,4 log CR + 0,18 Mn χ CR
+ 1108 C

+ 98 Mn

wöbe i:

SZF ■ spezifische Zugfestigkeit in MPa (Megapascal CR ■ Abkühlungsgeschwindigkeit in C/s Mn =■ % Mangan, und C - 7, Kohlenstoff

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Durch Einstellen der spezifischen Zugfestigkeit auf einen Wert von 552 Ml'a (80 ksi) oder größer ist es dann Sache einer einfachen Berechnung, um die Kombination von Abkühlungsgeschwindigkeit, Manganggehalt und Kohlenstoffgehalt cuiszuwählen, die zur Erzielung des gewünschten Festi^keitswertes erforderlich ist. Beispielsweise wird eine spezifische Zugfestigkeit von 552 MPa nach folgender Beziehung berechnet:

552 ^- 222,2 + 61,4 log CR + 0,18 Mn χ CR + HOR C
+ 98 Mn.

Aus der obigen Beziehung folgt, daß gewisse Kombinationen von chemischen Zusammensetzungen und Abkühlungsgschwindigkeiten benutzt werden könne, um die mechanischen Eigenschaften gemäß der Erfindung zu erzielen. Solche Zusammensetzungen und Abkühlungsgeschwindigkeiten beinhalten die Verwendung von Zwangsabkühlverfahren oder langsameren Abkühlverfahren.

Die Zwangsabkühlung entsprechend den oben beschriebenen Geschwindigkeiten kann für die hier beschriebene allgemeine chemische Zusammensetzung angewandt werden. Eine kontinuierliche Wärmebehandlung, die die Möglichkeit bietet, Zwangsabkühlungsgeschwindigkf: iten zu erreichen, wird für die Durchführung der Erfiiu, mg vorzugsweise angewandt. Denujeniüii »<·η 'lic Zusammen, et zun^s fnktoren so eingestellt wcr-

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den, daß sie mit typischen Zwangsabkühlungstteschwindigkeiten kompatibel sind, die durch eine entsprechende Wärmebehandlungsanlage erzielbar sind. Unter Anwednung der Prinzipien, die sich aus den Fig. 4 und 5 ergeben, wird folgender Zusammensetzunε^bereich bevorzugt, wenn eine Zwangsabkühlanlage benutzt wird: 0,10 X bis 0,1? X 0, 1,2 X bis 1,4 X Mn, 0,3 X bi ? 5 X Si, bis zu 0,12 X V, bis zu 0,1 X Nb, bis zu einer wirksamen Menge von Ti, um Titan-Carbonitride zubilden, 0,001 X bis 0,025 7. N, und der Rest im wesentlichen Fe.

Andererseits sind Zusammensetzungen, die Kohlenstoff- und Mangangehalte zu den höheren Teilen des Gesamtbereiches hin umfassen, mit Wärmebehandlungsanlagen kompatibel, bei welchen keine Zwangsabkühlung erfolgt. Infolgedessen sind langsamere Abkühlungsgeschwindigkeiten in der Größenordnung von 1,7 °C/s ( 3 °F/sec) bis b °C/s (10 °F/sec) notwendig. Zur Kompensation von Beschränkungen, die sich durch die Anlage ergeben, ist folgende Stahl zusammensetzung erforderlich: 0,10 X bis 0,17 X C, 1,5 X bis 2,0 X Mn, 0,3 % bis 1,0 X Si, bis zu 0,12 X V, bis zu 0,1 X Nb, bis zu einer wirksamen Menge von Ti, um Titan-Carbonitride zu bilden, und 0,001 X bis 0,025 X N, Rest im wesentlichen Fe. Wie in dem Fall der Zwangsabkühlung kann die Abkühlungsgeschwindigkeit für diese Ausführungsform innerhalb des Bereiches von 1,7 C/s bis 6 C/s während des Zyklus der Abkühlunq von der Austenitisierungstemperatur auf Raumtemperatur verändert werden.

Es ist zwar möglich, das erfindungsgemäße Verfahren als

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ein diskontinuierliches Wärmebehandlungsverfahren auszuführen, vorzugsweise wird jedoch eine Walzader oder ein Materialband durch einen durchgehenden Glühofen hindurchgeführt. Die Zeiten und Temperaturen, die für die Behandlung erforderlich sind, liegen innerhalb der Möglichkeiten von handelsüblichen Anlagen und deshalb ist die kontinuierliche Wärmebehandlung ein praktisches und wirtschaftliches Behandlungsverfahren.

Die folgenden Beispiele sollen typische Durchführungsformen des Verfahrens nach der Erfindung veranschaulichen.

BEISPIEL 1

Ein warmgewalztes Band mit einer Dicke von 3 mm und mit einer Zusammensetzung von 0,11 % C, 1,35 1 Mn, 0,43 X Si, 0,12 X \i, 0,013 X N, 0,059 7. Al und dem Rest im wesentlichen Fe, wurde auf 843 °C (1550 °F) 100 Sekunden lang erwärmt, um den Stahl vollständig zu austenitisieren, und dann mit drei verschiedenen, gleichmäßigen Geschwindigkeiten, d.h. mit etwa 6 °C/s ( 10 °F/sec) bzw. etwa 39 °C/s (70 °F/sec) bzw. mit mehr als etwa 223 C/s (400 °F/sec) auf Raumtemperatur abgekühlt. Das wärmebehandelte Stahlband, das mit einer Geschwindigkeit von etwa 6 C/s abkühlte, zeigte

2 eine spezifische Zugfestigkeit von etwa 5835 kp/cm (83 ksi),

eine Streckfestigkeit von 4218 kp/cm (60 ksi), eine gleichmäßige Zugdehnung von 21 % und eine Gesamtdehnung auf 51 mm

von 28 %. Der Streifen, der mit etwa 39 °C/s abkühlte,

2 hatte eine spezifische Zugfestigkeit von 67 49 kp/cm (96 ksi)

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2 eine Streckfestigkeit von 3234 kp/cm (46 ksi), eine gleichmäßige Zugdehnung von 21 7_O und eine Gesamtdehnung auf 51 mm von 27 7„. Beide oben angegebenen Versuche zeigen, daß die gewünschte Kombinationen von *p<>7 i Γ i π -!■ r " ij <:;.·_ ljkeit und gleichmäßiger Dehnung erreichbar sind, indem Vanadium enthaltende Stähle mit der erfindungsgeir.aiien Zusammensetzung bei gleichmäßigen Geschwindigkeiten zwischen 6 C/s und 39 C/s abgekühlt werden. Andererseits ergab der Versuch, bei welchem eine große Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 223 C/s ( Abschrecken mit Wasser)ange-

2 wandt wurde, eine spezifische Zugfestigkeit von »-j; kp/cm

2 (1^2 ksi), eine Streckgrenze von >2.oi kp/cm (74 ksi), eine gleichmäßige Zugdehnung von 5 X und eine Gesantdehnung auf 51 mra von 6 %. Der letztgenannte Versuch zeigt, daß große Abkühlungsgeschwindigkeiten nicht zu der gewünschten gleichmäßigen Dehnung und Formbarkeit führen.

BEISPIEL 2

Ein warmgewalztes Band mit einer Dicke von 4,8 mm und mit einer Zusammensetzung von 0,10 7. C, 1,76 7. Mn, 0,79 7, Si, 0,007 7. N, 0,097 % Al und dem Rest im wesentlichen Fe wurde bei einer Temperatur von 816 °C (1500 °F) 50 Sekunden lang austenitisiert und mit einer Geschwindigkeit von etwa 2,8 C/s (5 F/sec) gleichmäßig auf Raumtemperatur abgekühlt. Das wärmebtHandel te Band zeigte eine spezifische Zugfestigkeit von blöd kp/cm (88 ksi), eine Streckfestig-

keit von 3023 kp/cm (43 ksi), eine gleichmäßige Zugdehnung von 22 X und eine Gesamtdehnung auf 51 mm von J2 "L.

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Dieses BeispieL veranschaulicht die Verwendbarkeit von Zusammensetzungen, die keine AustenitkornverfeinerungselemcnLe, wie etwa Vanadium, Niob oder Titan, enthalten. Außerdem zeigt das B ispiel, daß Abkühlungsgeschwindigkeiten, die kleiner sind als die, die in typischen Zwar.gsabkiihlungsanla^en nach der Erfindung benutzt werden, verwendet worden können, vorausgesetzt, daß die Kohlenstoff- und Mangangehalte auf rcLativ hohen Werten gehalten werden.

BEISPIEL .3

Ein Band mit einer Dicke von 2,8 mm und mit einer Zusammensetzung von 0,12 Z C, 1,31 X Mn, 0,48 % Si, 0,12 % V, 0,016 X N, 0,10 "L Al, und dem Rest im wesentlichen Fe wurde auf einer herkömmlichen, mit Zwangsabkühlung arbeitenden Wärmebehandlungsstraße bearbeitet, indem das Band für eine Zeit von 112 Sekunden durch eine auf ungefähr 885 C (1625 F) gehaltene Austenitisierungskaramer hindurchgeführt wurde. Anschließend an die Austenitisierung wurde das Band mit einer Geschwindigkeit von etwa 17 C/s (30 F/sec) auf etwa 454 C (850 F) abgekühlt und dann auf Umgebungstemperatur mit Wasser abgeschreckt (was einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als etwa 221 C/s entspricht). Eine spezifische Zugfestigkeit von 6ύΟ8 kp/cm , eine Streckfestigkeit von

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3726 kp/cm , eine gleichmäßige Zugdehnung von 21 % und eine Gesaratdehnung auf 51 mm von 27 "L wurden erzielt. Dieses Beispiel zeigt, dal) die gewünschten mechanischen Eigenschaf-

ten durch Abkühlen auf 454 C mit einer Geschwindigkeit von weniger als 39 C/s (70 F/sec) und durch anschließendes

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Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von mehr als 6 C/s (10 F/sec) erzielt werden können, wenn eine Zusammensetzung benutzt wird, die der der Erfindung entspricht.

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Claims

PATENTANSPRÜCHE :

1. Hochfestes, wärmebehandeltes Stahlerzeugnis, gekennzeichnet durch eine Zusammensetzung, die im wesentlichen aus 0,04 % bis 0,17 % Kohlenstoff, 0,8 % bis 2,0 Z Mangan, bis zu 1,0 % Silicium, bis zu 0,12 % Vanadium, bis zu 0,1 % Niob, bis zu einer Menge an Titan, die die Bildung von Titan-Carbonitride« bewirkt, 0,001 "L bis 0,025 % Stickstoff, Rest Eisen besteht, und durch ein Minimum an

2 spezifischer Zugfestigkeit von 5624 kp/cm , ein Minimum an gleichmäßiger Zugdehnung von etwa 16 % und ein Mikrogefüge, das im wesentlichen aus etwa 10 % bis 35 % MLB besteht, während der Rest im wesentlichen voreutektischer Ferrit ist.

2. Stahlerzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Vanadium in Mengen von etwa 0,04 7„ bis 0,12 % vorhanden ist.

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3. Stahlerzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Niob in Mengen von 0,01 "L bis 0,04 7„ vorhanden ist.

4. Stahlerzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Titan in wirksamen Mengen von bis zu 0,1 % vorhanden ist.

5. Stahlerzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Mikrogefüge im wesentlichen aus etwa 15 % bis 25 % MLB besteht, wobei der Rest im wesentlichen voreutektischer Ferrit ist.

6. Verfahren zum Wärmebehandeln von Stahl, um das hochfeste Stahlerzeugnis nach einem der Ansprüche 1 bis 5 zu erzeugen, das eine hohe gleichmäßige Zugdehnung hat, gekennzeichnet durch:

a) Erwärmen eines Stahlerzeugnisses, das eine Zusammensetzung hat, die im wesentlichen aus 0,04 % bis 0, 17 % Kohlenstoff, 0,8 7o bis 2,0 7» Mangan, bis zu 1,0 % Silicium, bis zu 0,12 % Vanadium, bis zu 0,1 "L Niob, bis zu einer wirksamen Menge an Titan zur Bildung von Titan-Carbonitriden, 0,001 % bis 0,025 "U Stickstoff, Rest Eisen, besteht, auf eine Temperatur oberhalb der Ac--Temperatur des Stahls für eine Zeit, die ausreicht, um den Stahl zu austenitisieren;

b) Abkühlen des austenitisierten Stahlerzeugnisses mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als etwa 39 C/s auf etwa 454 °C; und

c) Abkühlen des Stahlerzeugnisses mit einer Geschwindigkeit

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von mehr als etwa 6 C/s von 454 C»um ein wärmebehandeltes Stahlerzeugnis zu erhalten, das ein Minimum an spezi-

2 fischer Zugfestigkeit von 562 4 kp/cm , ein Minimum an gleichmäßiger Zugdehnung von 16 7_O und ein Mikrogefüge von etwa 10 % bis 35 % MLB hat, während der Rest im wesentlichen voreutektischer Ferrit ist.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlerzeugnis auf eine Temoeratur in einem Bereich zwitt:-l:eri seiner Ac^-Temperatur und etwa 9 54 °C erwärn¹+- wird.

8. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das vollständig austenitislerte Stahlerzeugnis mit einer Geschwindigkeit von etwa 6 C/s bis etwa 39 C/s abgekühlt wird, um das Mikrogefüge zu erzeugen.

9. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlerzeugnis vor der Wärmebehandlung in warmgewalztem Zustand ist.

10. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das vollständig austenitisierte Stahlerzeugnis gemäß folgender Beziehung abgekühlt wird:

552 > 222,2 + 61,4 log CR

+ 0,18 Mn χ CR + 1108 C + 98 Mn,

wobei:

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2712H1 Ή.

552 = Viert der spezifischen Zugfestigkeit in MPa CR = Abkühlungsgeschwindigkeit in C/s Mn = Mangan in Ti und
C - Kohlenstoff in %.

11. Verfahren nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch:

a) kontinuierliches Erwärmen eines Stahlerzeugnisses, das eine Zusammensetzung hat, die im wesentlichen aus 0,10 % bis 0,12 % Kohlenstoff, 1,2 % bis 1,4 % Mangan, 0,3 % bis 0,5 Z Si, bis zu 0,12 % Vanadium, bis zu 0,1 % Niob, bis zu einer Menge an Titan, die die Bildung von Titan-Carbonitriden bewirkt, 0,001 % bis 0,025 % Stickstoff, Rest Eisen, besteht, auf eine Temperatur oberhalb der Ac_-Temperatur des Stahls für eine Zeit, die ausreicht, um das Stahlerzeugnis zu austenitisieren;

b) kontinuierliche Zwangsabkühlung des austenitisierten Stahlerzeugnisses mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als etwa 39 C/s auf etwa 454 C; und

c) kontinuierliche Zwangsabkühlung des Stahlerzeugnisses mit einer Geschwindigkeit von mehr als etwa 6 C/s von 454 C, um ein wärmebehandeltes Stahlerzeugnis zu bilden, das eine spezifische Zugfestigkeit von mindestens 5624 kp/cm , eine gleichmäßige Zugdehnung von mindestens 16 % und ein Mikrogefüge von 10 % bis 35 % MLB, wobei der Rest im wesentlichen voreutektischer Ferrit ist, hat.

12. Verfahren nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch

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a) Erwärmen eines Stahlerzeugnisses, das eine Zusammensetzung hat, die im wesentlichen aus 0,10 X bis 0,17 % Kohlenstoff, 1,5 X bis 2,0 % Mangan, 0,3 X bis 1,0 X Silicium, bis zu 0,12 X Vanadium, bis zu 0,1 X Niob, bis zu einer Menge an Titan, die die Bildung von Titan-Carbonitriden bewirkt, 0,001 % bis 0,025 % Stickstoff, Rest Eisen, besteht, auf eine Temperatur oberhalb der Ac,-Temperatur des Stahls für eine Zeit, die ausreicht, um den Stahl zu austenitisieren, und

b) Abkühlen des austenitisierten Stahlerzeugnisses mit einer Geschwindigkeit von 1,7 C/s bis 6 C/s, um ein wärmebehandeltes Stahlerzeugnis zu bilden, das eine spe-

2 zifIsche Zugfestigkeit von mindestens ^r>624 kp/cm , eine gleichmäßige Zugdehnung von mindestens 16 °U und ein Mikrogefüge von etwa 10 X bis etwa 35 X MLB, Rest im wesentlichen voreutektischer B'errit, hat.

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