DE2313015A1

DE2313015A1 - Verfahren zum verbessern der eigenschaften eines stahls

Info

Publication number: DE2313015A1
Application number: DE2313015A
Authority: DE
Inventors: Isao Kozasu; Teruhiko Shimizu
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1972-03-15
Filing date: 1973-03-15
Publication date: 1973-09-27
Also published as: FR2176130B1; US3914135A; FR2176130A1; JPS4894618A; CA994220A; DE2313015B2; GB1417624A

Description

Dr. F. Zumsteln sen. - Dr. E, Assmann Dr. R. Koenlgsberger - Dlpl.-Phys. R. Holzbauer - Dr. F. Zumsteln jun.

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Case P-8038-77 3/By.

Nippon Kokan K.K., Tokyo, Japan Verfahren zum Verbessern der Eigenschaften eines Stahls

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Verbessern der Eigenschaften eines Stahls und insbesondere zum Ausbilden eines Ferrit-Perlit-Feingefüges im Stahl ohne den Zusatz spezieller Elemente oder eine Abschreckbehandlung lediglich durch eine Schnellabkühlung mit einer geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit.

Zur Verbesserung der Walzstruktur, d.h. zur Vereinheitlichung der Eigenschaften und zur Verfeinerung des Kristallkorns wird im allgemeinen ein bekanntes Glühverfahren verwandt, das aus einer Luftkühlung nach einem Aufheizen in das Austenitgebiet und ein anschliessendes Aufbewahren für die erforderliche Zeitdauer besteht. In einem solchen Fall ergeben sich keine Probleme, wenn die Dicke des Stahles relativ gering, beispielsweise geringer als 6 mm ist, da die Abkühlungsgeschwindigkeit selbst

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bei einer Luftkühlung noch gross genug ist. Bei einer grösseren Dicke, beispielsweise von mehr als 10 mm,insbesondere von mehr als 30 nun, treten viele Schwierigkeiten auf. Das heisst, dass der Verbesserung dieser Eigenschaften, insbesondere der Zähigkeit, Grenzen gesetzt sind, da die Geschwindigkeit der Luftkühlung geringer wird, wenn die Dicke ansteigt. Daher wurde ein teures Legierungselement, beispielsweise Nickel, dem Stahl weiterhin zugesetzt oder wurde die bekannte Abschreckbehandlung verwandt, mit der beispielsweise ein aluminiumberuhigter Stahl zur Verwendung bei niedriger Temperatur behandelt wird. Natürlich bringt eine solche Arbeitsweise eine Erhöhung der Kosten mit sich. Im letzteren Fall ist es gleichzeitig bekannt, dass eine aus einem solchen Material bestehende Form oftmals begrenzt ist und dass ein Anstieg der Härtespannungen verursacht wird. Alle diese Mängel sind jedoch dadurch beträchtlich verringert worden, dass der Stahl einem bekannten Plattenabschreck- oder Walzenabschreckver-fahren unterworfen wird. Wenn jedoch eine Sehne11abkühlung mit einer relativ geringen Geschwindigkeit erforderlich ist, ergeben sich andere Mängel. Das heisst, dass zunächst die Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit schwierig ist. Weiterhin tritt eine Ungleichmässigkeit der Abschreckung oder die bekannten harten Flecken auf. Insbesondere v/erden die harten Flecken an der Stelle des Stahles erzeugt, auf die viele Tropfen des Kühlwassers während einer frühen Abkühlungsstufe aufgetroffen sind. Natürlich bringen solche Erscheinungen eine Verteilung der mechanischen Eigenschaften und eine Verschlechterung der Zähigkeit mit sich. In vom obigen Verfahren unterschiedlicher Weise wird manchmal eine Druckluftkühlung für den Stahl verwandt. Es ist jedoch offensichtlich, dass eine Abkühlungsgeschwindigkeit schwer zu erreichen ist, die einen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahles hat und dass selbst ohne den Zusatz eines Legierungselementes für die Streckgrenze und die Zähigkeit von selbst eine Grenze besteht.

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Es ist damit eine Tatsache, dass es sehr schwierig ist, einen Stahl mit einer hohen Streckgrenze und einer ausgezeichneten Zähigkeit zu erhalten. Es ist jedoch ebenfalls eine Tatsache, dass ein solcher Stahl seit langem gewünscht wird. Daher sind viele Versuche unternommen worden. Ein typisches Beispiel dafür sind die in den japanischen Patentschriften 4111/60 oder 31058/70 dargestellten Verbesserungen. Gemäss der japanischen Patentschrift 4111/60 ist es möglich, einen Stahl mit hoher Kerbzähigkeit zu erhalten, ohne ein spezielles Legierungselement zuzufügen. Das Merkmal dieses Stahls liegt darin, dass die Ausbildung eines Ferrit-Perlit-Gefüges von wenigstens mehr als 50% durch eine spezielle Wärmebehandlung verursacht wurde. Es hat sich jedoch bestätigt, dass die Streckgrenze des Stahls noch unzureichend ist, während die Kerbzähigkeit beträchtlich verbessert wurde. Andererseits wird gemäss der japanischen Patentschrift 31058/70 dem Stahl Niob als festigendes 'Element zugefügt und ein Ferrit-Perlit-Feingefüge von wenigstens mehr als 60% gebildet. Das Merkmal des Verfahrens gemäss der japanischen Patentschrift 31058/70 liegt in einer forcierten Abkühlung, wohingegen eine solche forcierte Abkühlung gemäss der japanischen Patentschrift 4111/60 vermieden werden sollte, da sonst eine Neigung zur Erzeugung unerwünschter Bainit- oder teilweise Martensitumwandlungen besteht. Wenn ein solches Zwischengefüge wie Bainit im Stahl gebildet wird, besteht selbst bei einer teilweisen Ausbildung kein Zweifel daran, dass die Streckgrenze verringert und die Bruchübergangstemperatur verschlechtert ist. Es hat sich tatsächlich bestätigt, dass bei einem Stahl gemäss der japanischen Patentschrift 31058/70, der forciert abgekühlt wurde, die oben genannte Neigung auftritt. Die chemische Zusammensetzung der in den Experimenten geprüften Materialien ist in der Tabelle I dargestellt, die Änderung der physikalischen Eigenschaften zeigt Figur 2.

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Tabelle I Chemische Zusammensetzung (Gew-%)

Gelös-

Stahl C Sl Mn P S Cu Cr Kb V tes Al

A 0.08 0.40 1.26 0.015 0,0l4 - 0.043

B 0.09 0.4l 1.31 0.0l6 0.014 - 0.058 0.069

C 0.09 0.40 1.29 0.015 0.0l6 - - 0,022 - O.O36

D 0.13 0,33 1.28 0,013 0.013 0.20 0.08 0.008 - 0.023

E O.l4 0.21 1.33 0,006 0,009 0,09 O.31 O.O25 0,048 0.008

F 0.1? 0.41 I.36 0,017 0,017 - - - - O.O31

Die Stähle A und F in der obigen Tabelle I sind Stähle, die auf dem Verfahren gemäss der japanischen Patentschrift 4111/60 beruhen,und der Stahl C ein Stahl, der auf dem Verfahren gemäss der japanischen Patentschrift 31058/70 beruht. Figur 2 ist zu entnehmen, dass die Streckgrenze und die 50% Bruchübergangstemperatur schrittweise absinken, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit ansteigt. Diese Neigung tritt bei dem Stahl auf, der auf dem Verfahren gemäss der japanischen Patentschrift 31058/70 beruht und der im Gegensatz zu dem Verfahren gemäss der japanischen Patentschrift 4111/60 forciert abgekühlt wurde. Mit anderen Worten scheint die Erzeugung des Martensit-Zwischengefüges in dem Stahl gemäss der japanischen Patentschrift 31058/70 unvermeidlich. Damit existiert bisher kein stabiles Herstellungsverfahren für einen Stahl, der eine hohe Streckgrenze und eine ausgezeichnete Zähigkeit hat, ohne den Zusatz eines speziellen Legierungselementes oder der Wärmebehandlung wie dem bekannten Abschrecken (oder Glühen).

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Der Erfindung lag die Aufgabe zugrunde, den gegenwärtigen Zustand zu überwinden. Das erfindungsgemässe Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl, der aus weniger als 0,25% Kohlenstoff, 0,6 bis 2,0% Mangan, 0,01 bis 0,10% gelöstem Aluminium und 0,01 bis 0,2% Niob oder weniger als 0,2% (Niob + Vanadium) besteht, nach dem Erhitzen auf eine Temperatur zwischen dem Ac^-Punkt und 1 000⁰C einer Schnellabkühlung mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,3 bis 2,0°C/sec unterworfen wird, bis die Umwandlung vollendet ist. Auf der Grundlage dieses Verfahrens kann mit Leichtigkeit ein Stahl erhalten werden, der sehr stabile Eigenschaften, das heisst eine hohe Streckgrenze und eine ausgezeichnete Zähigkeit, zeigt.

Durch das erfindungsgemässe Verfahren sollen die Eigenschaften eines Stahls ohne den Zusatz eines speziellen Legierungselementes oder eine Wärmebehandlung wie ein Abschrecken oder Glühen verbessert werden.

In dem durch das erfindungsgemässe Verfahren gelieferten verbesserten Stahl ist kein Zwischengefüge und kein Martensit, sondern in vollem Itafang ein Ferrit-Perlit-Feingefüge ausgebildet.

Der durch das erfindungsgemässe Verfahren gelieferte verbesserte Stahl zeigt eine hohe Streckgrenze und eine ausgezeichnete Zähigkeit.

Im folgenden wird die Erfindung anhand der zugehörigen Zeichnung beispielsweise näher erläutert:

Fig. 1 zeigt eine erläuternde Darstellung

der Schnellabkühlung mit Hilfe einer ν Zweiphasengasströmung (Wassernebel).

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Fig. 2 zeigt in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Abkühlungsgeschwindigkeit und der Bruchübergangstemperatur und der Streckgrenze.

Fig. 3 zeigt die Verteilung der Härtewerte im Querschnitt in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit.

Aus der oben angeführten Tabelle I und der Figur 2 ist er sichtlich, dass sich die physikalischen Eigenschaften der Stähle schrittweise mit dem Ansteigen der Abkühlungsgeschwindigkeit, insbesondere über 2°C/sec und unabhängig von der chemischen Zusammensetzung der Stähle verschlechtern. Diese Experimente wurden unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:

Dicke:

Stähle A, B, C und F: 40 mm Stähle D und E: 14,3 mm

Aufheiztemperatur:

Jeder Stahl: 90O⁰C

Ausmass der Abkühlung:

Unterschiedlich zwischen 850⁰C und 450⁰C

Abkühlungsverfahren:

Aufblasen eines aus Wasser- und Luftgemisch bestehenden Nebels oder Aufsprühen von V/asser mit hoher Geschwindigkeit.

Prüfverfahren:

2 mm Sharpy V Kerbschlagzähigkeitsprüfung.

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Aus Tabelle I und Figur 2 ergibt sich, dass sowohl die Streckgrenze als auch die Bruchübergangstemperatur bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von O,3°C/sec bis 2°C/sec im Falle eines Stahls C mit einer Dicke von 40 mm und bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von O,6°C/sec bis 2,0°C/sec im Falle der Stähle D und E mit einer Dicke von 14,3 mm (in jedem dieser Stähle ist Niob enthalten) merklich verbessert sind. In diesem Fall hat sich bestätigt, dass sich ein Ferrit-Perlit-Feingefüge in vollem Umfang ohne Zwischengefüge ausgebildet hat. Es sei angemerkt, dass im Falle einer Abkühlungsgeschwindigkeit über 2°C/sec sich diese Eigenschaften verschlechtern und dass die Eigenschaften der Stähle A, B und F, die kein Niob enthalten, wenig verbessert werden. Das heisst, dass die Streckgrenze der Stähle A und F sehr unzureichend und die Streckgrenze des Stahles B, dem nur Vanadium zugesetzt ist, wenig verbessert ist, und dass sich bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 1,5°C/sec die Bruchübergangstemperatur dieses Stahls schnell verschlechtert.

Damit liegen die Gründe dafür, dass die Eigenschaften des Stahles bei einer Schnellabkühlung mit der oben genannten Abkühlungsgeschwindigkeit von O,3°C/sec bis 2°C/sec merklich verbessert werden können, in dem im folgenden beschriebenen Verhalten des Niob. Das heisst zunächst, dass beim Erhitzen des Stahles die Vergröberung des Austenitkorns durch die Verteilung von Niobkarbid und Niobnitrit gebremst wird. Weiterhin wird das Ferrit-Perlit-Gefüge, das im Stahl gebildet ist, mehr verfeinert als im Falle der Luftkühlung, bei der die Luftabkühlungsgeschwindigkeiten jeweils 0,3 C/sec im Falle eines Stahles mit einer Dicke von 40 mm oder O,6°C/sec im Falle eines Stahls von 14,3 mm betragen, wodurch die Temperatur der γ - <*· Umwandlung ein wenig herabgesetzt und das Kornwachstum nach der Ferritumwandlung gebremst wird. Niob ist ein sehr wirkungsvolles Element zur Bildung des Ferrit-Perlit-Feingefüges bei der oben genannten Schnellabkühlungsgeschwindigkeit. Andererseits zeigt sich bei einem Stahl, der kein Niob enthält, eine geringe Verfeinerungswirkung bei der

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Schnellabkühlung. Bei einem lediglich Vanadium enthaltenden Stahl zeigt sich die Brauchbarkeit der Schnellabkühlung nicht, da das Vanadiumkarbid in der Abkühlungsstufe ausfällt und sich das Nitrit in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit in einem weiten Bereich ändert. Wie oben ausgeführt beruht die schrittweise Verschlechterung der Eigenschaften des Stahls mit dem Ansteigen der Schnellabkühlungsgeschwindigkeit und einer Abkühlungsgeschwindigkeit über 2°C/sec auf der Ausbildung von Zwischengefügen wie Bainit oder dem Ansteigen der Versetzungsdichte im Ferrit als wenn dieses Gefüge nicht aufträte. Es hat sich durch viele Experimente bestätigt, dass sich die oben genannten Erscheinungen deutlich bei einem Stahl zeigen, der kein Niob enthält.

Es wurde der Einfluss der Aufheizgeschwindigkeit auf die Eigenschaften des Stahles D in Tabelle I geprüft. Die Ergebnisse sind in Figur 2 als Stähle D-1 und D-2 dargestellt. Das heisst, dass der Stahl D-1 in einem gewöhnlichen Ofen und der Stahl D-2 in einem Hochfrequenzofen aufgeheizt wurden. In diesem Fall ist natürlich die Aufheizgeschwindigkeit des Hochfrequenzofens grosser als die des gewöhnlichen Ofens. Aus Figur 2 ist ersichtlich, dass die Eigenschaften durch das genannte Schnellabkühlen merklich verbessert werden. Insbesondere ist die Verbesserung im Falle des Hochfrequenzofens weit ausgeprägter als im Falle des gewöhnlichen Ofens. Das beruht darauf, dass die Vergröberung des Austenitkorns und das Zusammenballen und die Vergröberung der Niobverbindungen gebremst werden und das Gefüge nach der Umwandlung mehr verfeinert wird.

Damit wird aus den oben angeführten Experimenten deutlich, dass die Abkühlungsgeschwindigkeit einen grossen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls hat, wobei der geeignetste Bereich der Abkühlungsgeschwindigkeit sehr eng ist. Diese

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Tatsache zeigt, dass die Abkühlungsgeschwindigkeit genau eingestellt werden sollte. Daher wird ein Chromel-Alumel-thermoelektrisches Pyrometer als Thermometer in der Abkühlstufe empfohlen, wohingegen die Messgenauigkeit eines bekannten Strahlungsthermometers oder eines gewöhnlichen Thermoelementes wie bekannt sehr unzureichend ist. Die Einstellung der Abkühlungsgeschwindigkeit war sehr genau.

Wenn die oben angeführte Abkühlungsgeschwindigkeit auf einen Stahl angewandt wird, der die folgende chemische Zusammensetzung aufweist, trat die stärkste Wirkung auf:

C: weniger als 0,2596 Mn: 0,6 bis 2,0% Gelöstes Al: 0,01 bis 0,10% Nb: 0,01 bis 0,20%

Nb + V: weniger als 0,2%
falls notwendig

ein Bestandteil oder mehrere Bestandteile aus einer Gruppe, die aus weniger als 1,0% Ni und Cu, weniger als 0,5% Mo und Cr, weniger als 0,2% Ti und Zr besteht.

Jeder der in der Tabelle I dargestellten Stähle C, D und E ist ein auf dem erfindungsgemässen Verfahren beruhender Stahl. Der Aufheizbereich für den oben beschriebenen Stahl liegt zwischen dem Ac,-Punkt und 1 000⁰C und die Abkühlungsgeschwindigkeit ist auf den Bereich zwischen 0,8°C/sec bis 2,0°C/sec in Berücksichtigung der oben angeführten Experimente begrenzt.

Der Grund für die Beschränkung der chemischen Zusammensetzung eines auf dem erfindungsgemässen Verfahren beruhenden Stahles

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ist folgender: C und Mn: Wenn der C-Gehalt über 0,25% und der Mn-Gehalt über 2,0% liegen, besteht die Neigung zum Auftreten von irregulären Gefügen und verschlechtert sich die Zähigkeit als ob eine Abkühlungsgeschwindigkeit von weniger als 2,0°C/sec verwandt würde. Wenn der Mn-Gehalt mehr als 0,6% beträgt, kann die erforderliche Festigkeit unmöglich erreicht werden.

Nb und Nb + V: Wenn mehr als 0,2% Nb oder Nb + V zugefügt werden, treten die erwarteten Wirkungen nicht ein. Wenn dieser Gehalt weniger als 0,01% beträgt, zeigt sich keine Wirkung, ein solcher Gehalt ist damit sinnlos.

Gelöstes Aluminium: Wenn der Gehalt an gelöstem Aluminium unter 0,01% liegt, tritt keine D.esoxydierung und Abbindung des Stickstoffes auf. Mehr als 0,10% gelöstes Aluminium zeigt eine geringe Auswirkung und macht den Stahl unter Anbetracht dessen, dass dieses ein sehr hoher Gehalt ist und unter An betracht der Reinheit des Stahles lediglich schlecht.

Die Aufheiztemperatur liegt im Glühbereich, d.h. über dem Ac-z-Punkt und ist auf weniger als 1 000⁰C beschränkt. Wenn diese Temperatur über 1 000⁰C liegt, neigt das Austhenitkorn zur Vergröberung und das Nb-Karbid dazu, sich in dem Grund- gefüge zu lösen, was die Bildung von unerwünschtem Zwischen- gefüge nach der Abkühlung zur Folge hat.

Die Abkuhlungsgeschwindigkeit vom oben genannten Aufheizgebiet ist eng auf den Bereich zwischen 0,8°C/sec bis 2,0°C/sec beschränkt. Die untere Grenze, d.h. 0,8°C/sec, entspricht einer Luftabkühlungsgeschwindigkeit für Stahl mit einer Dicke von 10 - 12 mm, so dass sich bisher eine ausreichende Wirkung nicht gezeigt hat. Wenn diese Geschwindigkeit über 2,0 C/sec liegt, beginnt die Ausbildung unerwünschten Zwischengefüges wie Bainit, selbst wenn Martensit nicht auftritt. Wenn das Gefüge einmal gebildet ist, tritt nicht nur keine Streckgrenze

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des Stahles auf, sondern ist auch die Streckspannung verringert. Gleichzeitig ist die 30% Bruchübergangstemperatur angestiegen, was folglich die Anstrengungen, die Eigenschaften des Stahles zu verbessern, zunichte macht.

Die oben beschriebene Schnellabkühlung kann mit einer Wasserkühlung wie einer gewöhnlichen Sprühdüse durchgeführt werden. Es ist jedoch empfehlenswert, bei dem erfindungsgemässen Verfahren einen Zweiphasengasstrom zu verwenden, in dem eine Flüssigkeit versprüht ist. Das Merkmal eines Abkühlüngssystems mit einem Zweiphasengasstrom liegt darin, dass die Abkühlung sehr einheitlich und stabil zu steuern ist. Bei einem Beispiel eines ZweiphasengasStrömungssystems, beispielsbeispielsweise eines Wassernebelkühlungssystems, ist in Figur 1 mit 1 das gekühlte Stahlmaterial, mit 2 eine Sprühdüse, mit 3 ein Gasreservebehälter, mit 4 ein Walzensatz, mit 5 eine Gasblasdüse und mit 6 ein Zuführrohr für das Kühlwasser bezeichnet. Eine typische Anordnung einer einzigen Düse des obigen Grundmechanismus ist in Figur 1a, die einer doppelten Düse in Figur 1c und die dreier Düsen in Figur 1b dargestellt. Darüberhinaus zeigt Figur 1c ein Beispiel eines Umkehrmechanismus für das gekühlte Material, wie es durch einen Pfeil dargestellt ist. Dieser Mechanismus wurde als gelegentlich erforderlich ausgewählt.

Im folgenden werden auf dem oben genannten erfindungsgemässen Verfahren beruhende Ausführungsformen erläutert. Die chemische Zusammensetzung der Ausführungsformen ist in Tabelle II dargestellt, die erhaltenen physikalischen Eigenschaften sind in der Tabelle III und der Figur 3 jeweils aufgeführt.

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Tabelle II Chemische Zusammensetzung (Gew-So)

Gelös— Stahl CSi Mn ■ P S Cu Cr Nb, Y _{tes A1}

G 0.08 0,40 1.26 0.015 0.014- - 0.043

H 0.09 0,40 1.29 0.015 0.016 - - 0.022 - C.O36

O.I3 O.33 1.28 O.OI3 O.OI3 0,20 0.08 0.008 - 0.023

J 0.14 0.21 I.33 O.OO6 0.0Ü9 O.O9 O.3I 0.025 0.04-6- 0.005

Die Herstellungserfordernisse der in der obigen Tabelle III angeführten Stähle sind folgende:

Stahl G ist ein Vergleichsstahl.

Die Stähle H, I und J basieren auf dem erfindungsgemässen Verfahren.

Aufheizerfordernisse:

Stähle G, H und J:90o°C 40 Minuten lang in einem gewöhnlichen Heizofen.

Stahl I:900°C in einem Hochfrequenzofen nach einem gesteuerten Walzen.

Abkühlungserfordernisse:

Luftkühlung und V.'assernebelkühlung mit hoher Geschwindigkeit (wie es in der folgenden Tabelle III dargestellt ist).

Ergebnisse:

Die Abkühlungserfordernisse und die erhaltenen physikalischen Eigenschaften sind in der Ta-• belle III dargestellt, die Verteilung der 309839/0966

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Tabelle III

Härten im Querschnitt zeigt Figur 3.

Physikalische Eigenschaften

	mm	°0/eec 1/Kg	' Kg/mm	Kg/ran²	T	Kg - ra	•	4.3	⁰C
G		Luftkühlung					4.8
		0.3	31.0	44.6	45.4	29.Ο		- 54
G	40	1.2 0.06	32.9	46.3	42.1	29α	8.8	- 90*
		1.8 0.35	33.1	47.Ο	42.7	29.6	9.4	- 70
		Luftkühlung
		0.3	32.1	47.I	40.1	29-3	- 66
H	40	0.9 ο.ο6	36.2	49.Ο	41.9	29.1	- 92
		1.8 0.34	40.7	49.5	42.0	29.6	- 93
		Luftkühlung
I	14.3	0.6	43.0	5^.9	47.Ο	- 75
		1.9 0.12	47.5	57.3	40.0	- 82
		Luftkühlung
J	14.3	0.6	41.8	54.4	41.3	- "5
		1.7 0.12	44.9	55.7	40.7	- 48

<1> : Stahl <2> : Dicke

<3> : Abkühlungsgeschv/in-<8 digkeit

<h> : Wasser : Luft <r5> :Streckgrenze

<f6> : Zugfestigkeit < 7> : Dehnung

Absorbierte Energie (V_E0) bei O⁰C

<9⁷' : 50% Bruchübergangstemperatur (vTrs)

Aus der obigen Tabelle III und der Figur 2 (in der die Ergebnisse der oben angeführten grundlegenden Experimente, d.h. der in Tabelle I angeführten Stähle, dargestellt sind) ist zu ersehen, dass die auf dem erfindungsgemässen Verfahren beruhenden

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Eigenschaften weit besser als die des Vergleichsstahls sind (einschliesslich eines Vergleichsverfahrens, d.h. der Luftkühlung). Das heisst, dass im Falle eines .Stahles mit einer Dicke von AO mm die Streckgrenze bei einer Schnellabkühlung um 4 bis 8 kg/mm im Vergleich zum Vergleichsverfahren ansteigt, bei dem die Abkühlungsgeschwindigkeit 0,3 C/sec betrug, d.h. im Vergleich mit der Luftkühlung. Gleichzeitig wurde die 50% Bruchübergangstemperatur (vTrs) um etwa 30 C verbessert. Ein Stahl mit einer Dicke von 14,3 mm zeigt die gleiche Neigung. Ein Beispiel für die Verteilung der Härte im Querschnitt ist in Figur 3 dargestellt. In Figur 3 ist oben der Stahl G und unten der Stahl H dargestellt. Aus Figur 3 ist zu ersehen, dass nicht nur die Härte des Stahles G (ohne Nb-Gehalt) empfindlich des Anstieg der Abkühlungsgeschwindigkeit folgt, sondern dass auch die Streckgrenze in geringem Umfang verbessert ist. Andererseits wird im Falle des Stahles H (mit Nb-Gehalt) die Härte im Vergleich mit der Luftkühlung, d.h. mit geglühtem Stahl, wenig verändert. Es ist anzumerken, dass diese Tatsachen zeigen, dass die Ausbildung des Ferrit-Perlit-Gefüges im vollen Umfang erfolgt ist. Aus Figur 3 ist zu ersehen, dass die Verteilung der Härte im Querschnitt im Bereich von + 1 (Vickers-Härte) liegt. Eine solche Einheitlichkeit ist ohne Beispiel.

Um einen Stahl zu bekommen, der eine hohe Streckgrenze und eine ausgezeichnete Zähigkeit aufweist, sollte die Abkühlungsgeschwindigkeit, d.h. die Schnellabkühlung, zwischen 0,8 C/sec und 2,0°C/sec genau eingehalten v/erden. Damit kann ein seit langem gewünschtes und gut geformtes Stahlmaterial mit Leichtigkeit und stabil hergestellt werden. Natürlich kann dieses Stahlmaterial Platten, Röhren, Rohre, Stangen, Profilstähle o.a. enthalten.

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Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zum Verbessern der Eigenschaften eines Stahls, der in vollem Umfang ein Ferrit-Perlit-Feingefüge aufweist und eine hohe Streckgrenze und eine ausgezeichnete Zähigkeit zeigt, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl, der aus weniger als 0,25% Kohlenstoff, 0,6 bis 2,0% Mangan, 0,01 bis 0,10% gelöstem Aluminium und 0,01 bis 0,20% Niob oder weniger als 0,20% (Niob + Vanadium) besteht, auf eine Temperatur zwischen dem Ac^-Punkt und 1 000⁰C aufgeheizt und dann mit einer Schnellabkühlungsgeschwindigkeit von 0,3°C/sec bis 2,0°C/sec abgekühlt wird, bis seine Umwandlung vollendet ist.

2. Verfahren zum Verbessern der Eigenschaften eines Stahls, der im vollen Umfang ein Ferrit-Perlit-Feingefüge aufweist und eine hohe Streckgrenze und eine ausgezeichnete Zähigkeit zeigt, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl, der aus weniger als 0,25% Kohlenstoff, 0,6 bis 2,0% Mangan, 0,01 bis 0,10% gelöstem Aluminium, 0,01 bis 0,20% Niob oder weniger als 0,2% (Niob + Vanadium) und einem Bestandteil oder mehreren Bestandteilen besteht, die aus einer Gruppe gev/ählt sind, die weniger als 1,0% NiGkel und Kupfer, weniger als 0,5% Molybdän und Chrom und weniger als 0,2% Titan und Zirkon enthält, auf eine Temperatur zwischen dem Ac--Punkt und 1 000⁰C aufgeheizt und dann mit einer Schnellabkühlungsgeschwindigkeit von 0,3°C/sec bis 2,0°C/sec abgekühlt wird, bis seine Umwandlung vollendet ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen des Stahls in einem Hochfrequenzofen erfolgt.

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4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Schnellabkühlungsgeschwindigkeit des Stahls bei einer Dicke von etwa 40 mm im Bereich zwischen 0,3 C/sec und 2,0°C/sec liegt.

5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Schnellabkühlungsgeschwindigkeit des Stahls bei einer Dicke von 14,3 mm im Bereich zwischen 0,6°C/sec und 2,0°C/sec liegt.

6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Schnellabkühlungsgeschwindigkeit des Stahls bei einer Dicke von etwa 10-12 mm im Bereich zwischen 0,8°C/sec bis 2,0°C/sec liegt.

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