DD142565A1

DD142565A1 - Hochfeste staehle fuer hochtemperatur-thermomechanische

Info

Publication number: DD142565A1
Application number: DD21175579A
Authority: DD
Inventors: Kurt Welfle; Klaus Dietrich
Original assignee: Kurt Welfle; Klaus Dietrich
Priority date: 1979-03-23
Filing date: 1979-03-23
Publication date: 1980-07-02

Abstract

Die Erfindung betrifft hochfeste Stähle für Vergütungs-, Feder« und Spannstahl in Form von Draht oder Stabmaterial mit Zugfestigkeiten über 160 kp/mm2, die sich besonders für eine Herstellung nach dem Verfahren der Hochtemperatur-thermomechanischen Behandlung (HTMB) mit niedriger Anlaßtemperatur eignen. Das Ziel der Erfindung besteht in der Verbesserung der Gebrauchseigenschaften von hochfesten IITMB- 'Stählen, in der Einengung·oder Streuung der Eigenschaften, speziell der technischen Elastizitätsgrenze σ 0,01 gegenüber den bisher bekannten Stählen, bei gleichzeitiger Senkung des erforderlichen Energiebedarfs beim Anlassen. Es werden die erfindungsgemäßen Grundsätze für die Legierungsauswahl und die Legierungskombination sowie die jeweils erforderliche quantitative Menge genannt und erfolgreich erprobte Legierungskombinationen angegeben, die unter den Bedingungen der HTMB zu Stählen mit optimalen Gebrauchseigenschaften führen. Die erfindungsgemäße Zulegierung von B · ermöglicht eine technisch-ökonomisch wichtige Einsparung von Energie beim Anlassen bzw, eine Erhöhung der t/h-Leistung oder eine Erweiterung des Herstellungsprogramms zu höheren Durchmessern bei gegebener installierter Leistung der Anlage für das Schnellanlassen,

Description

Erfinder;. F A 113

Dipl.-Ing. Kurt Weifle Ing. Klaus Dietrich

Vertreter; C 22 C, 38/02

Ernst-Karl Vollbrecht /04

VSB Stahl- und Walzwerk "Wilhelm Florin" VEB Qualitäts- und Edelstahl-Kombinat -Büro für Schutzrechte-1422 Hennigsdorf Veltener Straße

T it el JL er_; Br f ind u ng

Hochfeste Stähle für die Hochtemperaturr-thermomechanische

Behandlung

Ariwqndun^sgebiet der jjrfindung

Die Erfindung betrifft hochfeste Stähle für die Hochtemperatur-thsrmomechanische Behandlung (HTLIB), die als Vergütungs-Feder- und Spannstähle in Form von Draht oder

Stabmaterial mit Zugfestigkeiten über 160 kp/mm und hoher technischer Elastizitätsgrenze ^o 0,01 besonders für e.ine Herstellung nach dem Verfahren der HTlIB geeignet sind.

Charakteristik der bekannten technischen Losungen Für die Herstellung von Vergütungs- Spann- oder Federstahl mit hohem Niveau der mechanischen Eigenschaften werden im wesentlichen zwei Ve rf estigungsvei-f rohren genutzt; die Kaltverfestigung und die Vergütung. Für jedes Verfahren v/erden bekanntlich Stähle mit einer chemischen Vorzugszusammensetzung eingesetzt. Die HDMB (DY/P 112 144_} DVZP 119 43S₃ DwP 119 2?0) ist ein neues Verfahren aur Steigerung der Festigkeit von Stahl, bei welchem die IlKfonaiingsvJärae für die Härtung des Werkstoffes genutzt

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wird. Durch die Kopplung der Wärmebehandlung mit dem Formgebüngsprozeß muß das HTMB-Verfahren mit der gleichen t/h-Leistung arbeiten wie das Walzwerk. Dementsprechend laufen die Temperaturänderungen im Stahl, die zur Verfestigung führen, in sehr kurzen Zeiten ab. Bei der HTLiB wird gegenüber der konventionellen Wärmebehandlung (EB) in Durchlaufofen die Durchlaufgeschwindigkeit ungefähr im Verhältnis 100 : 1 erhöht, für die Abkühlung von Härtetemperatur steht nur noch etwa 1/10 der Zeit zur Verfügung und die Anlaßzeit verkürzt sich umgekehrt proportional zur Durchlaufgeschwindigkeit. Im Bild 1 werden die Temperaturveränderungen des Walzgutes bei der KTMB angegeben. An Hand dieser Darstellung sollen die daraus resultierenden werkstofftechnischen Probleme der HTtIB erläutert und auf ihre bisher unzureichende Lösung hingewiesen v/erden* Bild...Ji:. Temperaturveränderungen des Walzgutes bei der HTBIB

Erläuterungen der Zeichen:

a Warmformgebung b Härtung

c Anlassen

d Abkühlen nach dem Anlassen e Luftabkühlung im Hing

f Oberflächentemperatur, ausgezogene Linie mit Temperaturen Ty, und Tp

g Kerntemperatur, gestrichelte Linie mit Temperaturen TJj und TI

Im Anschluß an die Warmformgebung bei Temperaturen, die wesentlich über der Härtetemperatur der konventionellen Härtung liegen, wird der Stahl sehr schnell auf die Temperatur T₁₁ unterhalb M„ abgekühlt. Die Abkühlung ist bei den für eine HTI£B in Frage kommenden Abmessungen mit Sicherheit schnell genug, um selbst bei unlegierten Stählen die obere kritische AbkühlunGngeschwindigkGit zu erreichen bzw» zu überschreiten* D, h,_s daß bei clsr !Festlegung die Höhe der Legierungszugabe, die Verschiebung der yl οι -Umwandlung zu längeren Zeiten nicht berück·-

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sichtigt zu werden braucht. Wichtig ist dagegen, daß gegegenüber der K3 infolge der hohen Vorwärm- und Austenitisierungstemperatur bei gleichzeitiger Warmumformung ein stärkerer homogenisierter Austenit.vorliegt, der ein verändertes Uiiiwandlungsverhalten zeigt. Unter anderem sind auch aus diesem Grunde die bei hochfesten, vergüteten Feder- und Spannbeton-Stählen vorliegenden Erkenntnisse und Erfahrungen nicht ohne Abstriche auf die HTMB übertragbar.

Bei der Abkühlung unter dem M -Punkt klappt bekanntlich der Austenit in Martensit um. Die Menge des gebildeten Martensits im Gefüge ist neben der legierungsmäJBigen Zusammensetzung des Stahles weitgehend von,der Temperaturspanne abhängig, um die der Stahl unterhalb seines ISiT -Punktes abgekühlt wird« Die Höhe des M -Punktes des'

S Ξ

Stahles regelt in "Verbindung mit der verfahrensmäßig gegebenen Temperatur T ^ die Martensitmenge bei der Härtung und beeinflußt damit auch die mechanischen Eigenschaften nach der Behandlung. Bekannt ist s. B. der Abfall der technischen Elastizitätsgrenze ^cT 0,01 durch steigende.Hestaustenitmengen bzw« nicht angelassenen Martensit. Die negativen Auswirkungen werden diesbezüglich durch den unzureichenden Temperaturausgleich bei der HTlS, die Kerntemperatur ist größer als.die Temperatur der Randzone, noch zusätzlich verstärkt. Bei der Anwendung der HTiS können aus diesen.Gründen oft große Streuungen der Eigenschaften, u, a. niedrige Werte der *<Γ 0,01-Grenze auftreten. Diese Vorgänge γ/urden bei den bekannten technischen Lösungen zur HTMB nicht bzw. nicht ausreichend berücksichtigt.

Der Anlaßprozeß besteht bei der HTMB infolge der hohen Durchlaufgeschwindigkeit nur aus einem kurzzeitigen Aufheizen des Stahles von T^ auf T_p und vd.rd durch eine Wasserabschreckung beendet. Die Abkühlung nach dem Anlassen dient der. Vermeidung von plastischen Verformungen bei der Ringbildung, wie s* B. bei Spannstahldraht. AnBer beim konduktiven Erv/ärmen, dessen Anwendung bei der HTMB

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gerippten Stahles jedoch technisch noch nicht vollständig beherrscht wird, steigt dabei die Oberflächentemperatur schneller als die Kerntemperatur. Ein Temperaturausgleich zwischen Rand- und ICernzone findet nicht statt, so daß diese Zonen unterschiedlich angelassen sind. Daraus resultiert die Forderung an den Werkstoff für HTMB, daß Differenzen in der Anlaßtemperatur sich möglichst wenig auf die mechanischen Eigenschaften besonders die ν 0,01-Grenze auswirken dürfen. Diese Forderung fand bisher bei den bekannten technischen Lösungen keine Berücksichtigung.

Die Kopplung der Wärmebehandlung mit dem Walzprozeß bei . der HTMB bedingt Schnellerwärmungsanlagen hoher Leistung. Infolge der praktisch nicht vorhandenen Haltezeit beim Anlassen sind zur Erzielung der gleichen Festigkeitswerte höhere Anlaßtemperaturen als konventionell üblich erforderlich, wodurch sich der Energieverbrauch weiter erhöht, Stahlzusammensetzungen, die eine Senkung der Anlaßtemperatur und damit des Energieverbrauchs im Zusammenhang mit der HTMB gestatten, sind bisher nicht bekannt geworden.

Ziel der Erfindung

Das Ziel der Erfindung besteht in der Verbesserung der Gebrauchseigenschaften von hochfesten Hochtemperaturthermomechanisch^ behandelten Vergütungs-_} Feder- und Spannstählen, in der Einengung der Streuung der Eigenschaften, speziell der technischen Elastizitätsgrenze G~ Os01 und in der Senkung des erforderlichen Energiebedarfs für das Anlassen gegenüber den bekannten HTMB-Stählen.

2 Π 755

Darlegung des Wesens der Erfindung

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, die erforderlichen Legierungselemente und ihre quantitative Menge in hochfesten Stählen anzugeben, die unter den Bedingungen der ΕΓΜΒ eine Einengung der Streuung der Eigenschaften, eine Erhöhung von ^ 0,01 und eine Senkung, des Energiebedarfs beim Anlassen gestatten.

Die erfindungsgemäße Aufgabe wird dadurch gelöst, daß der Kohlenstoffgehalt auf einen optimalen Bereich eingestellt ist und daß der Stahl bevorzugt Legierungselemente enthält, die den M -Punkt erhöhen oder nicht beeinflussen, wie Co, Al, Si, Cr und daß den Austenit stabilisierende sowie den M -Funkt senkende Legierungselemente wie Mn, Ni, Mo, Y u.a. in notwendigen Mindestmengen enthalten oder nicht enthalten sind und weiterhin Legierungselemente enthält, die bereits bei niedrigen Anlaßtemperaturen versetzungsblockierend wirken, wie z. B. Bor, IT und P,

Die Erfindung zeichnet sich dadurch aus, daß durch die gewählte Le.gierungskombination der M -Punkt berechnet nach Sormel (1) 3CO C nicht unterschreitet. Die Erfindung ist weiterhin dadurch charakterisiert, daß nachstehende Legierungsgrenzen eingehalten sind

C	=	0,55 %	A3	bis	ι	en	thält
Mn	₌	1,0 %	,8	bis	f	55	%
Si	₌	1,0 %	,5	bis	ι	0	?o und/oder
Cr		0,4 %		bis	\	7	% und/oder
B	=	0,015	erf /ο	7	%
Ein		bevorzugter St	ahl
C		0	ο,
Mn		0	It
Cr		0	O₉
Si		1	Ij

Rest Fe und die unvermeidbaren Stahlbepleitelemente.

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Ein vorteilhafter Stahl enthält

C	0,10	bis	0,55	% . '
Mn	0,8	bis	1,0	% und/oder
Cr	0,5	bis	0,7	% und/oder
B	0,002	bis	0,010	% und/oder
Si	1,0	bis	1,7	%

Rest Fe und die unvermeidbaren Stahlbegleitelemente,

Ausführungsbeispiel

Ausgehend von den für die Gebrauchseigenschaften hochfester Vergütungs-, Feder- und Spannstähle wichtigen mechanischen Eigenschaften wurden aus "Versuchsreihen die für das HTMB-Verfahren optimalen chemischen Zusammensetzungen ermittelt.

Vorerst wurden für die Stahllegierungselemente die Grenzgehalte ermittelt, bei deren Überschreitung unter den Bedingungen der HTMB der Ό 0,01-Wert nicht mehr erhöht wird. Es zeigte sich überraschend, daß bei Legierungszugaben, die diesen Grenzwert übersteigen, sogar negative Einflüsse j wie vT 0,01-Absenkung bzw. durch die nicht nutzbare Steigerung der Zugfestigkeit Dehnungsverminderungen auftreten können.

Als Ausführungsbeispiel für erfindungsgemäße Stahlzusammensetzungen enthalten die Tafeln 1 und 2 die Stähle 2, 3 und 5 j, während die Stähle 1, 4- und 6 die negativen Auswirkungen von chemischen Zusammensetzungen außerhalb der Srfindungsansprüche belegen. Die Tafeln 1 und 2 enthalten die chemischen Zusammensetzungen, die M -Funkte, die mechanischen Eigenschaften und die Anlaßtempera-'türen.

Zur Berechnung der M^-Temperaturen diente folgende Forme1 (1):

M„ = 512 - 493 C - 16,9 ^i + 15 Cr - 9,5 Mo + 21? (C)²

+ 71,5 (C)(Mn) - 6?,6 (CKCr), Die M -Temperatur in O_n ergibt sich, wenn die Legierungs-

S ' ν

gehalt e in Gewichtsprozent -e ing s set st worcLeru

TT 755

Für die Stähle 1 bis 4 wurden die Eigenschaften aus Anlaßschaubildern bei einer Zugfestigkeit von ν Β = 170 kp/mm² herangezogen. Die ζΤθ,ΟΙ-Werte der Stähle 2 und 3 mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung liegen wesentlich höher als die entsprechenden Werte der Stähle 1 und 4. Bei Stahl 1 ist der niedrigere If 0,01-Werb auf zu tiefen C-Gehalt und zu hohen Mn-Gehalt zurückzuführen, während Stahl 4 zwar die richtigen Legierungselemente enthält aber einen zu hohen C-Gehalt aufweist, der sich über die M -Erniedrigung und Restausteniterhöhung negativ auswirkt. Ein Vergleich der Anlaßtemperaturen der erfindungsgemäßen Stähle 2 und 3 mit Stahl 4 deutet bereits die Möglichkeiten zur Energieeinsparung beim Anlassen an. Unerwartet positiv ist in bezug auf die Senkung der Anlaßtemperaturen die Wirkung von Bor. Durch die erfindungsgemäße Zulegierung von B, entsprechend Stahl 5» wird gegenüber dem Stahl 6 mit nahezu gleicher chemischer Zusammensetzung bereits bei 300 ⁰C Anlaßtemperatur eine sehr hohe ^o" 0,01-Grense erreicht. Aus dem Härteverlauf beim Anlassen ist zu schließen, daß schon ab 100 ⁰C mit hohen Elastizitätsgrenzen gerechnet werden kann. Dieses Ergebnis bildet die Grundlage für eine wesentliche Absenkung der Anlaßtemperatur und eine Shergieeinsparung bis zu schätzungsweise 50 % beim Anlassen. Die Absenkung der Anlaßtemperatur kann auch bei einer gegebenen installierten Leistung der.Anlaßanlage für eine Erhöhung der t/h-Leistung bzw. für eine Erweiterung des Herstellungsprogramms zu größeren Abmessungen genutzt werden. Es wird in Tafel 2 weiterhin, gezeigt, daß beim erfindungsgemäßen Stahl 5 bsi erhöhter Anlaßtemperatur von 45Ο ⁰G die hohen QT O,01-Werte erhalten bleiben und sich damit Unterschiede in dar Anlaßtemperatur nicht nachteilig auswirken.

Ίίεά'βΙ 1ί

Tafel 2;

Chemische Zusammensetzungen und M_s-Temperaturen von untersuchten Stählen

Stahl

1 2

5 6

C	Si	Mn	P	S	Gr	Ti	B	M₈. ⁰C
0,33	1,26	1,47	0,037	0,029	0,13	—	—	330
0,46	1,45	0,68	0,017	0,023	0,14	-	-	325
0,52	1,60	0,72	0,027	0,028	0,14	-	—	306
0,60	1,64	0,71	0,019	0,024	0,17	-	-	283
0,35	1,06	0,60	0,007	0,024	0,05	0,05	0,0107	367
0,32	1,06	0,66	0,006	0,021	0,05	-	-	375

ΐ/iechanis	ehe Eigenschaft	en und Anlaßtemperaturen der	T	untersuchten Stähle	Bemerkungen
Stahl Fr.s	GO, 01 ρ kp/mia	_> 2 kp/imn	6,6	Anlaßtemperatur ⁰G
1	125	170	7,1	496	induktiv angelassen
2	147	170	6,4	520	im Durchlauf
3	145	170	7,6	528
	124	170	5,4'	620
	144	188	6,4	300-	2 min Salzbad
	139	152	6,2	45O
	90	188	7,3	300
4	110	131	450
5

6

Claims

'· 8

1. Hochfeste Stähle für die Hochtemperatur-thermomechanische Behandlung (HTlE), die. als Yergütungs-, Feder- und Spannstähle in Form von Draht oder Stabmaterial mit Zugfestigkeiten über 160 kp/mm und hoher technischer Elastizitätsgrenze Vo 0,01, besonders für eine Herstellung nach dem Verfahren der HTLIB geeignet sind, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt auf einen optimalen Bereich eingestellt ist und daß der Stahl bevorzugt Legierungselemente enthält, die den M -Punkt erhöhen oder nicht beeinflussen,
wie Co, Al, Si, Cr und daß den Austenit stabilisierende sowie den M -Punkt. senkende Legierungselenien-

. te wie Mn, Wi, Mo, V u.a. in notwendigen Mindestmengen enthalten oder nicht enthalten sind und weiterhin Legierungselemente enthält, die bereits bei
niedrigen Anlaßtemperaturen versetzungsblockierend
wirken, wie z.B. Bor, N und P.
2. Hochfeste Stähle nach Pkt. 1, dadurch gekennzeichnet, daß durch die gewählte Legierungskombination
der M_s-Punkt berechnet nach Formel (1) 300 ⁰C nicht unterschreitet.
3. Hochfeste Stähle nach Pkt. 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß nachstehende Legierungsgrenzen eingehalten sind

C_?* Pi CC OT

Mn ^ 1,0 %

Si "= 1,0 %

Cr ^ 0,4 %

B 'S 0,015 %
4. Hochfeste Stähle nach Pkt. 1- bis 3₅ dadurch gekennzeichnet, daß nachstehende ^egierungskombinationen
und quantitative Zugaben verwendet werden

1 1 755

Rest Fe und die unvermeidbaren Stahlbegleitelemente

Hochfeste Stähle nach Pkt. 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß nachstehende I<egierungskombinationen und quantitative Zugaben verwendet werden

Rest !Fe und die unvermeidbaren Stahlbeg^leitelemente

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