DE2365156B2 - Verwendung eines kaltverformbaren und schweißbaren Stahls - Google Patents

Verwendung eines kaltverformbaren und schweißbaren Stahls

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Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines kaltverformbaren und schweißbaren Stahls mit einer Zugfestigkeit von mindestens 600 N/mm2 mit 0,03 bis 0,20% Kohlenstoff, bis 0,8% Silizium, 0,9 bis 2,5% Mangan, höchstens 0,020% Schwefel, höchstens 0.008°/< Stickstoff, 0,04 bis 0,35% Titan bei einem Verhältnis vor Titan zu Kohlenstoff unter 4 und 0,005 bis 0,15°/< Aluminium.
Hochfeste Stähle mit einer Festigkeit über 600 N, mm2, ausreichender Zähigkeit, Schweißbarkeit unc Kaltverformbarkeit lassen sich in zwei Grupper einteilen. In der einen Gruppe, deren Stähle vornehm lieh als Schiffsbleche und Baustähle verwendet werden ίο gelten hohe Zähigkeit und gute Schweißbarkeit ah besonders wichtig, während die Kaltverformbarkeit vor geringerer Bedeutung ist. Diese Stähle werden üblicher weise abgeschreckt und angelassen sowie als Grobblech verwendet In die andere Gruppe fallen Stähle zun Herstellen von Blechen mit verhältnismäßig geringei Dicke von beispielsweise unter 9 mm, beispielsweise al; Werkstoff für LKW-Rahmen, deren hervorstechende Eigenschaft eine gute Kaltverformbarkeit, insbesondere eine gute Biegbarkeit und Aufweitbarkeit bzw. Tiefzieh barkeit bei geringerer Bedeutung der Zähigkeit ist.
In jüngster Vergangenheit wurden jedoch auch beirr Kaltverformen hochfeste Stähle mit einer Zugfestigkeil über 600 N/mm2 eingesetzt.
Im allgemeinen verschlechtert sich die Kaltverform· barkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit eines Stahls mil zunehmender Festigkeit, so daß auch bei hochfesten unc kaltverformbaren Stählen das Problem der Kaltzähig keit auftritt. Demzufolge sind hochfeste Stähle mil unzureichender Kaltzähigkeit bei der Verwendung ir
kälteren Regionen infolge Sprödbruchs auch danr gefährdet, wenn sie eine ausgezeichnete Kaltverformbarkeit besitzen. Hochfeste Bleche mit einer Dicke übei 4,5 mm sollten daher neben einer guten Kaltverformbarkeit auch eine hohe Kaltzähigkeit besitzen.
Jr> Üblicherweise enthalten hochfeste und kaltverform bare Stähle Niob und Vanadin. Solche Stähle besitzer zwar eine hohe Festigkeit, sind aber teuer und besitzer im Falle des niobhaltigen Stahls eine Festigkeit vor höchstens 600 N/mm2 und im Falle des Vanadin enthaltenden Stahls eine Festigkeit von höchstens 700 N/mm2.
Bekannt sind auch Titanstähle, die geringere Koster verursachen und eine bessere Kaltverformbarkeil besitzen als die niob- oder vanadinhaltigen Stähle. Dafür ist die Zähigkeit der titanhaltigen Stähle geringer, die bei Blechen mit einer Dicke über 4,5 mm ein entscheidendes Kriterium darstellt.
Bekannt ist aus der deutschen Offenlegungsschrifi 21 55 620 ein aluminiumberuhigter Stahl mit 0,001 bis 0,020% Kohlenstoff, unter 0,10% Silizium, 0,10 bis 0,60% Mangan, unter 0,020% Schwefel, 0,010 bis 0,10% Aluminium und 0,02 bis 0,08% Titan bei einem Verhältnis von Titan zu Kohlenstoff zwischen zwei und vier, der sich nach einem gesteuerten Warmwalzen mil einer Endtemperatur von 800 bis 9500C bzw. oberhalb Ar3, einem Haspeln bei 650 bis 7000C zum Herstellen von Tiefziehblech eignet. Dieser Stahl besitzt zwar eine ausreichende Dehnung bzw. Zähigkeit, dies jedoch aul Kosten der Zugfestigkeit.
Bekannt ist aus der österreichischen Patentschrifl 2 45 018 auch ein hinsichtlich seiner Kerbschlagzähigkeit isotroper un- oder niedriglegierter Stahl, dessen Schwefelgehalt durch Titan, Cer, Zirkonium, Magnesium und Kalzium einzeln oder nebeneinander abgebun-
fe5 den ist und der bis 0,50% Kohlenstoff, bis 2,0% Mangan bis 0,5% Silizium sowie bis 0,5% Titan, Cer, Zirkonium Magnesium und Kalzium einzeln oder nebeneinander enthalten kann.
Schließlich beschreibt die deutsche Offenlegungsschrift 15 83 394 ein Verfahren zum Erhöhen der Steifigkeit molybdänhaltiger, jedoch titanfreier Stähle mit Hilfe eines Austenitisierungsgliihens oberhalb An und eines sich anschließenden, kornverfeinernden Warmwalzens mit einer Querschnittsabnahme über 25% je Stich und einem Rekristallisieren des Austenitkorns zwischen je zwei Stichen sowie einer Endtemperatur unter 950° C.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen ι ο Stahl vorzuschlagen, der sich als Werkstoff für Bleche mit einer Dicke über 4,5 mm eignet, die neben der Zugfestigkeit von mindestens 600 N/mm2 eine Dehnung von mindestens 27% und eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 67 J sowie einen 180°-Biegeradius von mindestens 0 t und eine Aufweitbarkeit von mindestens 2,4 besitzen müssen.
Die Lösung dieser Aufgabe basiert auf der Erkenntnis, daß sowohl für die Kaltverformbarkeit, insbesondere die Biege- und Aufweitbarkeit, als auch für die Kerbschlagzähigkeit das Gefüge entscheidend ist. Hiervon ausgehend besteht die Erfindung darin, für den vorgenannten Zweck den eingangs erwähnten Stahl nach einem Erwärmen auf eine Temperatur über 1200°C und einem Warmwalzen bei 980 bis 1100°C mit mindestens einer Querschnittsabnahme über 28% sowie einem Fertigwalzen bei einer Endtemperatur von 730 bis 88O0C zu verwenden.
Alternativ läßt sich dieser Stahl jedoch auch nach einem Erwärmen auf eine Temperatur über 1200° C und einem Warmwalzen mit einer Gesamtquerschnittsabnahme über 45% bei Temperaturen unter 980° C sowie einem Fertigwalzen mit einer Endtemperatur von 730 bis 8150C verwenden.
Außer den eingangs erwähnten Bestandteilen kann der Stahl auch einzeln oder nebeneinander 0,01 bis 0,15% Zirkonium, 0,005 bis 0,1% Lanthan und Cer, 0,01 bis 0,10% Niob, 0,01 bis 0,10% Vanadium, bis 0,0030% Bor, bis 0,5% Nickel, bis 0,5% Chrom und bis 0,5% Kupfer enthalten.
Vorzugsweise wird der Stahl nach dem Warmwalzen bei 500 bis 68O0C gehaspelt sowie mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 3 bis 40°C/sec auf 500 bis 68O0C abgekühlt.
Im Hinblick auf eine Zugfestigkeit über 600 N/mm2 muß der Stahl mindestens 0,03% Kohlenstoff enthalten, wenngleich Kohlenstoffgehalte über 0,20% die Kaltverformbarkeit, Kaltzähigkeit und Schweißbarkeit beeinträchtigen. Vorzugsweise enthält der Stahl daher 0,5 bis 0,15% Kohlenstoff.
Von besonderer Bedeutung ist das Titan, das die Festigkeit merklich erhöht und eine feindisperse Ti(CN)-Ausscheidungsphase bildet, gleichzeitig aber die Verformbarkeit nichtmetallischer Einschlüsse verringert und die Kaltverformbarkeit und Schlagfestigkeit quer zur Walzrichtung verbessert. Der Stahl muß daher 0,04 bis 0,35% Titan enthalten. Vorzugsweise liegt der Titangehalt bei 0,05 bis 0,30%. Das Verhältnis von Titan zu Kohlenstoff muß unter 4 liegen, um eine hohe Festigkeit zu erreichen, da die Festigkeit bei einem höheren Titan/Kohlenstoff-Verhältnis rasch abnimmt.
Auch Silizium erhöht die Festigkeit, beeinträchtigt jedoch über 0,8% die Zähigkeit und Schweißbarkeit, weswegen der Stahl mindestens 0,1% Silizium enthält. Kommt es dagegen nicht so sehr auf die Festigkeit an, dann braucht dem Stahl kein Silizium zugesetzt zu werden, dessen Gehalte in jedem Falle 0,8% nicht übersteigt.
Das Mangan trägt wesentlich zu der hohen Festigkeit und Zähigkeit des Stahls bei, der daher mindestens 0,9% Mangan enthält. 2,5% übersteigende Mangangehalte beeinträchtigen dagegen die Verformbarkeit Vorzugsweise enthält der Stahl höchstens 2,0% Mangan, um das Auftreter, eines versprödenden oberen Bainits weitestgehend zu unterdrücken.
Ein Gehalt von 0,005 bis 0,15% säurelöslichen Aluminiums ist erforderlich, um das Titan zu schützen. Schwefel und Stickstoff stellen Verunreinigungen dar, die sich mit dem Titan verbinden und dessen Wirksamkeit beeinträchtigen. Vorzugsweise enthält der Stahl 0,01 bis 0,10% säurelösliches Aluminium. Insofern wirkt sich eine Verringerung der Gehalte an Schwefel und Stickstoff in starkem Maße auf die Zähigkeit aus, weswegen der Stahl höchstens 0,020% Schwefel und höchstens 0,0080% Stickstoff, besser noch höchstens 0,010% Schwefel und höchstens 0,0060% Stickstoff enthält.
Zirkonium bindet den Stickstoff und den Schwefel ab und erhält auf diese Weise die Wirksamkeit des Titans, weswegen der Stahl mindestens 0,01% und höchstens 0,15% Zirkonium, vorzugsweise 0,03 bis 0,06% enthalten sollte.
Auch Mischmetall bindet den Schwefel ab und erhöht die Wirksamkeit des Titans; außerdem erhöht es die Kaltverformbarkeit und Zähigkeit. Die Wirksamkeit des Mischmetalls beginnt jedoch bei einem Gesamtgehalt an Lanthan und Cer von 0,005% und endet bei einem Gesamtgehalt dieser Elemente von 0,10%, während das Optimum bei einem Gesamtgehalt bis 0,05% liegt.
Niob und Vanadin erhöhen die Zähigkeit des Stahls im Wege einer Kornverfeinerung. Außerdem bindet Vanadin den Stickstoff stabil ab. Der Stahl enthält daher vorzugsweise 0,01 bis 0,10% jedes dieser Elemente, vorzugsweise höchstens 0,05%.
Nickel, Chrom und Kupfer erniedrigen die Umwandlungstemperatur Ar3 des Stahls und erhöhen dessen Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit, weswegen der Stahl mindestens 0,5% jedes dieser Elemente enthalten kann.
Das Bor gehört zu den Nitridbildnern und erhält die Festigkeit, so daß der Stahl bis 0,0030% Bor enthalten kann.
Die Blöcke oder Brammen aus einem Stahl obenerwähnter Zusammensetzung werden im Hinblick auf eine möglichst hohe Festigkeit auf hohe Temperaturen erwärmt, um möglichst viel Titan im Austenit zu lösen. Um eine Zugfestigkeit über 600 N/mm2 zu erreichen, muß der Stahl auf über 1200° C erwärmt werden. Soll die Festigkeit 700 N/mm2 übersteigen, so ist eine Glühtemperatur von 1260°C und bei einer Festigkeit über 800 N/mm2 eine Glühtemperatur von 1280° C erforderlich.
Besondere Bedeutung kommt den Walzbedingungen zu; insbesondere liegt die Glühtemperatur hoch, um eine optimale Festigkeit zu erreichen. Andererseits führt ein übliches Warmwalzen zu einer Verringerung der Kaltzähigkeit als Folge einer merklichen Vergröberung des Austenitkorns. Selbst bei titan- und niobhaltigen Stählen ergibt sich bei einem Erwärmen auf höhere Temperaturen im Hinblick auf eine Verbesserung der Festigkeit eine geringere Kaltzähigkeit. Andererseits führt ein Erwärmen auf niedrigere Temperaturen im Hinblick auf eine hohe Kaltzähigkeit zu einer geringeren Festigkeit. Zudem wird bei den titanhaltigen Stählen im Falle hoher Temperatur die Zähigkeit wesentlich stärker beeinträchtigt als bei den niobhalti-
gen Stählen.
Erfindungsgemäß wird dieser Widerstreit zwischen hoher Zugfestigkeit, hoher Zähigkeit und guter Kaltverformbarkeit durch die Wahl spezieller Walzbedingungen gelöst. Dabei findet das Warmwalzen einerseits mit hoher und andererseits mit niedriger Endtemperatur statt.
Die erfindungsgemäßen Walzbedingungen beruhen auf der Feststellung, daß das beim Erwärmen entstehende grobe Austenitkorn titanhaltiger Stähle beim Walzen ι ο über 100° ?.u einem feinen Korn rekristallisiert, während beim Walzen mit Temperaturen unter 11000C und einer Querschnittsabnahme über 28% bei mehr als einem Stich eine Rekristallisation bis etwa 9800C mit feinkörnigem Rekristallisationsgefüge möglich ist. Da- \'> bei hat sich gezeigt, daß selbst bei einer Endtemperatur von 880°C die Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit merklich besser ist Insbesondere ergaben sich bei einem Warmwalzen mit einer Querschnittsabnahme über 28% für mehr als einen Stich im Temperaturbereich von 1100 bis 9800C mit einer Endtemperatur zwischen 730 und 88O0C bei einem titanhaltigen Stahl eine hohe Zugfestigkeit, Kaltzähigkeit und gute Kaltverformbarkeit.
Beim Warmwalzen mit verhältnismäßig hoher Endtemperatur findet ein mehrmaliges Walzen mit hoher Querschnittsabnahme bei 980 bis 11000C statt. Vorzugsweise liegt die Querschnittsabnahme so oft wie möglich über dem erfindungsgemäßen Mindestwert. Während eines Warmwalzens über 1100° C sind keine besonderen in Bedingungen einzuhalten, da, wenn das Warmwalzen in diesem Temperaturbereich in üblicher Weise (normalerweise mit einer Gesamtquerschnittsabnahme über 50%) stattfindet und danach bei Temperaturen von 980 bis 11000C mit großer Querschnittsabnahme gewalzt wird, 1 ί das Gefüge mit einem feineren Austenitkorn rekristallisiert. Kommt es auf eine Verringerung der Produktivität nicht an, dann kann Stahlblech mit sehr hoher Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit auch ohne jedes Walzen bei Temperaturen über 1100° C durch ein bloßes 4<i Walzen bei 980° bis 1100° C mit mehreren Stichen großen Verformungsgrads hergestellt werden.
Beim Walzen mit hoher Endtemperatur schließt sich dem Walzen mit starker Querschnittsabnahme ein weiteres Walzen an und beträgt die Endtemperatur 730 bis 88O0C, um eine hohe Zähigkeit und Kaltverformbarkeit zu erreichen. Dies geschieht, um das rekristallisierte Austenitkorn bei Temperaturen zu walzen, bei denen eine Rekristallisation des Austenits unmöglich ist, um nach der Umwandlung ein feines Ferritkorn zu w erreichen und auf diese Weise eine hohe Kaltzähigkeit, insbesondere im Bereich der Übergangstemperatur und eine bessere Kaltverformbarkeit zu erreichen. Im Temperaturbereich unter 9800C liegt der Ve.-formungsgrad über 45%, vorzugsweise über 50%. In manchen Walzwerken läßt sich die erforderliche starke Querschnittsabnahme nicht im Temperaturbereich von 980 bis 11000C erreichen. In diesem Falle läßt sich dasselbe Ergebnis mit niedriger Endtemperatur erreichen.
Beim Walzen mit niedrigerer Endtemperatur kommt ω den Walzbedingungen im Bereich der niedrigen Temperatur eine besondere Bedeutung zu. Läßt sich anders als beim Walzen mit hoher Endtemperatur ein feinkörniges Gefüge aus rekristallisiertem Austenit nicht erreichen, dann ergibt sich ein ferritisches bs Mischgefüge aus unterschiedlichen Körnern, gegebenenfalls mit oberem Bainit. Die Folge davon ist eine Beeinträchtigung der Kakzähigkeit und Kaltverformbarkeit. Um dem zu begegnen, muß dne stärkere Verformung bei geringerer Temperatur stattfinden als beim Walzen mit hoher Endtemperatur, um einen homogenen feinkörnigen Ferrit zu erhalten. Durch Versuche konnte festgestellt werden, daß die Kaltverformbarkeit und die Kaltzähigkeit merklich verbessert werden, wenn die Gesamtquerschnittsabnahme bei Temperaturen unter 9800C über 50% beträgt und die Endtemperatur bei 730 bis 815°C liegt. Die Kaltverformbarkeil und Kaltzähigkeit lassen sich weiterhin verbessern, wenn die Gesamtquerschnittsabnahme bei Temperaturen unter 8500C über 20% liegt. Auf die Walzbedingungen bei Temperaturen über 9800C kommt es dabei nicht an, da sich die gewünschte Verbesserung der Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit in diesem Falle so lange erreichen läßt, wie oberhalb 9800C in üblicher Weise — normalerweise mit einer Querschnittsabnahme über 60% — gewalzt wird und die Walzbedingungen im Bereich der niedrigeren Temperaturen eingehalten werden.
Kommt es auf die Produktivität nicht an, dann lassen sich noch bessere Ergebnisse erzielen, wenn oberhalb 11000C mit möglichst geringer Querschnittsabnahme gewalzt wird und dementsprechend die Gesamtquerschnittsabnahme unter 11000C erhöht wird. Dies führt jedoch zu einer merklichen Verringerung der Produktivität und ergibt nur eine verhältnismäßig geringe Qualitätsverbesserung.
Die Erfindung schließt mithin ein Walzen mit hoher oder mit niedriger Endtemperatur ein, wobei sich im ersteren Fall eine hohe Produktivität und zudem eine höhere Festigkeit ergibt, so daß das Walzen mit hoher Endtemperatur im allgemeinen vorzuziehen ist. Dort, wo sich das erfindungsgemäße Walzen mit hoher Endtemperatur nicht durchführen läßt, kann aber auf Kosten der Festigkeit auch mit niedriger Endtemperatur gewalzt werden.
Des weiteren ergibt sich auch bei dem ersteren Verfahren im Falle einer Endtemperatur von 730 bis 8150C entsprechend dem Walzen mit niedriger Endtemperatur eine wesentlich bessere Kaltzähigkeit, insbesondere eine niedrige Übergangstemperatur, die noch günstiger ist als beim Walzen mit niedriger Endtemperatur. Aus diesem Grunde sollte die Endtemperatur beim Hochtemperaturwalzen 730 bis 88O0C betragen.
Nach dem Warmwalzen kann das Band oder Blech in üblicher Weise an Luft abkühlen oder das Band gehaspelt werden, wenngleich sich bei einem Abschrekken und anschließendem Haspeln höhere Festigkeiten ergeben. Besondere Vorteile ergeben sich jedoch, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit beim Abkühlen von der Endtemperatur auf die Haspeltemperalür von 500 bis 68O0C zwischen 3 und 40°C/sec liegt.
Beispiel 1
In Tabelle II sind die Ergebnisse von Versuchen an 8 mm dickem, nach erfindungsgemäß zu verwendenden und unter den angegebenen Bedingungen gewalztem Blech aus einem Stahl A der Zusammensetzung nach Tabelle I zusammengestellt. Aus den Daten der Tabelle II ergeben sich die mechanischen Eigenschaften, und zwar der geringstmögliche Biegeradius beim Biegen um 18u° quer zur Walzrichtung bei einer Blechdicke von 200 mm, die Aufweiterungsgrenze bei einem Anfangsdurchmesser do von 20 mm, die Kerbschlagzähigkeit vE-20 nach einem 5%igen Vorspannen als kennzeichnend für die Kaltzähigkeit im Anschluß an eine
Kaltverformung und die Kaltzähigkeit vE-20 ohne Vorspannung. Die Proben wurden nach dem Walzen mit einer Geschwindigkeit von 10°C/sec auf 600° C abgeschreckt und dann im Ofen abgekühlt. Bei den Versuchen 1, 6, 7 und 15 handelt es sich um Vergleichs versuche; sämtliche übrigen Versuche stehen in Übereinstimmung mit der Erfindung.
Die Daten der Tabelle Il zeigen, daß das Hochtemperaturwalzen im Gegensatz zu den Vergleichsversuchen 1, 6, 7 und 15 eine hohe Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit ergibt.
Bedingungen bis auf eine Blechdicke von 8 mm ausgewalzt, wobei die Walzversuche 28,29 und 32 bis 34 unter die Erfindung fallen. Die Proben wurden von der Endtemperatur mit einer Geschwindigkeit von
■> 10°C/sec auf 600° C abgeschreckt und dann im Ofen abgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften ergeben sich ebenfalls aus Tabelle VIII. Dabei zeigt sich, daß die erfindungsgemäß bei niedriger Endtemperatur gewalzten Stähle entsprechend den Versuchen 28,29 und 32 bis
ίο 34 eine merklich bessere Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit besitzen als die Proben der Vergleichsversuche 25 bis 27,30,31,35 und 36.
Beispiel 2
Ein erfindungsgemäß zu verwendender Stahl B und ein Vergleichsstahl C mit der sich aus der Tabelle III ergebenden chemischen Zusammensetzung wurden im Konverter gefrischt, in üblicher Weise zu Brammen vergossen und anschließend unter den Bedingungen der Tabelle IV bis auf eine Blechdicke von 8,0 mm ausgewalzt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit auf die Haspeltemperaturen von 580 bis 620° C betrug 7 bis irC/sec. Die Walzversuche 16, 19, 22 und 23 liegen außerhalb der Erfindung.
Die Daten der mechanischen Eigenschaften gemäß Tabelle IV zeigen, daß die Einhaltung der chemischen Analyse nicht ausreicht, wenn nicht — wie im Fall der Versuche 16 und 19 — die erfindungsgemäßen Walzbedingungen eingehalten werden. In diesem Fall entspricht die Kaltverformbarkeit derjenigen des Vergleichsstahls entsprechend den Walzversuchen 22 und 23, während die Kaltzähigkeit sogar noch schlechter ist.
Dagegen zeigen die Walzversuche 17, 18, 20 und 21, daß sich bei dem erfindungsgemäßen Walzen mit hoher Endtemperatur eine höhere Festigkeit ergibt als im Falle des Vergleichsstahls B und zudem die Kaltverformbarkeit merklich besser und auch die Kaltzähigkeit mindestens gleich ist.
Beispiel 3
Unter die Erfindung fallende Stähle D bis I und eine Vergleichsstahl K gemäß Tabelle V wurden im Konverter gefrischt, in üblicher Weise zu Brammen vergossen und unter den Bedingungen der Tabelle VI bis auf eine Blechdicke von 6,0 bis 10,0 mm ausgewalzt. Ihre mechanischen Eigenschaften ergeben sich aus den Daten der Tabelle VU; diese zeigen, daß das erfindungsgemäße Hochtemperaturwalzen zu einer höheren Festigkeit sowie besseren Kaltverformbarkeit und mindestens gleichwertigen Kaltzähigkeit führt.
Der Stahl E, der sich von dem Stahl D durch seinen Zirkoniumgehalt unterscheidet, und der Niob und Vanadin enthaltende Stahl F besitzen eine höhere Festigkeit sowie eine bessere Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit als der Stahl D, woran sich die günstige Wirkung eines Zusatzes an Zirkonium, Niob und Vanadin zeigt.
Beispiel 4
Ein Stahl der Zusammensetzung gemäß Tabelle I wurde unter den in Tabelle VIII angegebenen
Beispiel 5 Ie eine Bramme aus den Stählen B und C gemäß
Tabelle III wurde unter den Bedingungen der Tabelle IX bis auf eine Enddicke von 8,0 mm ausgewalzt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Warmwalzen auf die Haspeltemperatur von 580 bis 620°C lag bei 7 bis ITC/See.
21S Die Daten der mechanischen Eigenschaften gemäß Tabelle IX zeigen, daß ein hinsichtlich seiner Zusammensetzung unter die Erfindung fallender Stahl bei einem üblichen Walzen entsprechend Walxversuch 37 zwar eine dem herkömmlichen Stahl C entsprechende
jo Kaltverformbarkeit, jedoch eine geringere Kaltzähigkeit besitzt wie sich aus einem Vergleich der Daten der Walzversuche 22 und 23 ergibt.
Bei dem allein unter die Erfindung fallenden Walzversuch 38 ergibt sich dagegen für den Stahl B eine
j-, mindestens gleichgute Kaltzähigkeit.
Beispiel 6
Brammen aus den unter die Erfindung fallenden Stählen D bis I und dem Vergleichsstahl K, jeweils gemäß Tabelle V, wurden erfindungsgemäß unter den
4r> Bedingungen der Tabelle X bis auf eine Enddicke von 6,0 bis 10,0 mm ausgewalzt; die mechanischen Eigenschaften entsprechender Proben ergeben sich aus Tabelle Xl. Wie diese Daten zeigen, besitzt der erfindungsgemäß mit niedriger Endtemperatur gewalz-
r,D te Stahl eine höhere Festigkeit sowie bessere Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit als der Vergleichsstahl K. Dabei ist die Eigenschaftsverbesserung der zusätzlich Zirkonium bzw. Niob und Vanadin enthaltenden Stähle E und F noch erheblich besser als bei dem Stahl D. Auch
γ, hier zeigt sich die durch einen Zusatz von Zirkonium, Niob und Vanadin erzielbare weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.
Erfindungsgemäß zu verwendendes Stahlblech mit einer Festigkeit über 600 N/mm2 besitzt eine bessere
ho Kaltverformbarkeit und Kaltzähigkeit als übliche hochfeste Vergleichsbleche. Außerdem liegt das Kohlenstoffäquivalent sehr niedrig, so daß sich eine gute Schweißbarkeit ergibt. Günstig sind auch die Tiefziehbarkeit und Streckbarkeit, die sich im Vergleich mit
ιλ üblichen Stählen als mindestens gleichwertig erwiesen. Die Bleche eignen sich wegen der hohen Kaltzahigkeit und Schweißbarkeit insbesondere zum Herstellen geschweißter Rohre.
Tabelle I
ίο
Si
Mn
(O/o)
Ti
Al gel. (o/o)
N (o/o)
0,10 0,33 1,27
0,012
0,12
0,031
0,0040
Tabelle II
Walzversuch
Brammenglühtemperatur
CC)
1300
1300
1300
1300
Gesamlquer- Querschnitts- Gesamtquer- End
schnittsabnahme abntihme bei schnittsabnahme temperatur
über UOO0C 1100° C bis 980° C unter 980°C
(o/o) (o/o) (0/0) Γ C)
53 lmal 51,5 920
-29- 880
840
800
750
710
28 2mal 51,5 920
_> 31-— 880
34— 840
810
780
49 lmal 48 880
-30- 840
800
55 lmai
-25-
52,4
860
Fortsetzung der Tabelle II
Walzversuch
Streckgrenze
(N/mm2)
Zugfestigkeit
(N/mm2)
Dehnung
(o/o)
Mindestbiege- Aufweit- ve-:
radius 180° barkeit
quer zur Walz
richtung
(d/do)
0,5 t 2,1 78
Ot 2,7 106
Ot 2,7 121
Ot 2,9 134
Ot 2,7 121
0,5 t 2,2 87
0,5 t 2,2 69
Ot 2,7 113
Ot 2,8 126
Ot 2.8 131
Ot 2,9 128
Ot 2,4 92
Ot 2,5 99
0 t 2,7 110
5% Vorspannung
657 660 628 613 615 608
648 631 638 609 601
644 631 608
642
740 741 701 687 668 658
732 721 713 678 675
724 706 684
721
27
28,5
29
29
30
30
26,5
27
28
29
29
28 29 30
27 0,5 t
2.2
73
113
104
104
110
114
57 76 98
Tabelle
Si
Mn Al «el.
Ti
N
(»A)
Ti/C
Nb
B 0,12 035 1,43 0,017 0,006
C 0,09 0,27 1,31 0,018 0.008
0,034 0,09 0,0032 0,75
0.025 - 0.0048
0.04
11 Brammenglüh-
temperatur		 23 65 1 56 12 Endtemperatur
Tabelle IV (0C) (0C)
Stahl Walzversuch 1270 Gesamtquer
schnittsab
nahme über
11000C		 Querschnitts
abnahme bei
110O0C bis 9800C		 Gesamtquer
schnittsab
nahme unter
9800C		 900
850
800
1270 (O/o) (O/o) (O/O) 900
850
800
B 16
17
18		 1270 56 2mal
-30-
-35-		 73 850
19
20
21		 1270 69 !mal
-35-		 73 850
C 22 64 2mal
-25-
25-		 73
23 69 Imal
-35-		 73
Fortsetzung der Tabelle IV
Stahl Walz Streck Zugfestig Dehnung Mindestbiege- Aufweit- vE-20 (J) 5% Vor
versuch grenze keit radius 180° barkeit spannung
quer zur
Walzrichtung 20
(N/mm2) (N/mm2) (%) (d/do) 102
B 16 661 721 26 0,5 t 1,9 64 105
17 619 684 28 0 t 2,8 113 19
18 597 668 29 0 t 2,9 121 87
19 642 719 27 0,5 t 1,9 58 98
20 612 684 29 Ot 2,7 104 78
21 594 654 30 Ot 2,7 118 85
C 22 506 634 32 0,5 t 1,9 98
23 517 627 33 0,5 t 1,8 106
Tabelle V Si Mn P S Al gel. N Ti Ti/C — Zr
Stahl C (%) (o/o) (%) (o/o) (O/o) (O/o) (O/O) 0,04% Nb, 0,01% V
(%) 0,33 1,45 0,017 0,006 0,032 0,0044 0,18 1,64 0,02% Cr, 0,0015% B
D 0,11 0,33 1,45 0,017 0,006 0,032 0,0044 0,18 1,64 0,35% Ni, 0,32% Cu
E 0,11 0,33 1,45 0,017 0,006 0,032 0,0044 0,18 1,64 0,24% (La+ Ce)
F 0,11 0,37 1,48 0,018 0,005 0,035 0,0052 0,21 2,10 0,02% Nb, 0,03% V
G 0,10 0,41 1,38 0,012 0,008 0,045 0,0047 0,10 1,25 0,04%
H 0,08 0,26 1,10 0,011 0,008 0,018 0,0048 0,10 1,0
I 0,10 0,27 1,27 0,013 0,007 0,028 0,0051
K 0,09
Tabelle Vl
Brammenglüli·
temperatur
Gesamtquerschnittsab nahme über HOO0C
Qucrschnitlsabnahme bei HOO0C bis 98O0C
Gesnmtqiierschnittsabnähme unler 98O0C
(O/o)
Endtemperatur
Haspeltemperatur
CC)
Abkühlungsgcschwindigkeit
oC/scc)
1260 bis 1320
>50
► 35-
>50
340 bis 870
570 bis 620
3 bis 13
Blechdicke 13 /III Zugfestig 23 65 156 Dehnung temperatur biegerajiüi r zur C 14 t 68 Gesamtquer (%) 980" C 980° C 1) 5% vor C 5% Vor
keit 180° que Walzrichtung 75 schnittsabnahme 2mal spannung spannung
Tabelle VII Streck (0C) Aufweit- vE-20 | 76 unter -25-
Stahl grenze Zugfestig Dehnung Mindest- 1270 Ot baikf 98 (%) C bis 49 5
(mm) (N/mm*) keit (0/0) Ot 124 51,5 56 6
6,0 746 27,5 Ot 78 57 17
6,0 (N/mrn^) 732 27 0 t (d/do) 67 -♦ 80 81
6,0 638 714 (N/mm2) O) 28 Ot 2,4 101 93
D 10,0 657 693 714 27 29 Ot 2,8 59 10
E 8,0 651 668 735 27 29 0,5 t 2,7 51,5 47 20
F 6,0 692 728 721 27 28 — 93
G 6,0 621 710 813 31 28 Querschnitts 2,9 Endtemperatur 99
H 578 686 693 28 29 abnahme bei 2,9 87
1 523 679 687 29 29 HOO-C bis 980c 1,6 40
K 655 645 30 30 (%) (0C) 34
Tabelle VIII Brammenglüh- 650 28 48 920
Walzversuch temperatur 681 Gesamtquer 27 vE-20 (I) 880 End-
schnittsabnahme 840 lcmpcra-
("C) über 11000C Walzversuch Branimenglüh- Aufweit- 815 tür
1300 (0/0) barkeit 780 ("C)
25 67 2ma! 880 850
26 -21-- 50 840 800
27 37 18- 61 810
28 38 70 775
29 1300 (d/do) 98 730
30 48 2,0 118 705
31 Imal 2,0 58 785
32 -20- 2,2 81
33 2,7 113
34 Mindestbiege- 2,8 124
35 1300 radius 180° 2,1 99
36 59 quer zur Walz 2,2 84
der Tabelle ι richtung 2,7 69
Fortsetzung Streck 2,7
Walz grenze 0,5 t 2,6
versuch 0,5 t 2,2
0 t 2,2
(N/mmJ) Ot
663 Ot
25 641 0,5 t
26 650 Ot
27 623 Ot
28 600 0 t
29 630 Ot
30 631 0,5 t
31 615 0,5 t
32 608
33 607 Gcsaniiqucr-
34 603 schnittsabnahme
35 613 unter 980"
36 (%)
Tabelle IX Gcsamlqucr- Querschnitts- 73
Stahl schnitt.vabnahmc abnähme bei
über HOO0C 1100°
(%)
64
B
Siahl Wal/versuch (N/mm-') grenze lir.ii.imcngliih- (ifs;mil(|iicr Quersc'hnills- 480 C Gcsamlt|uer- Knd- vE-20 (J) bis 620 lur
608 tcnipciiiuir schnittsubmi liine abriiihnie bei schnittsabnahnie tempera- ( C)
605 liluT I KlO C IH)OC bis linier 980 C 850
506 (N/mm!) ! < ) ("A) ("/") (%)
C 22 517 612 1270 64 2mal 73 vE-20(|)
627 -25- 58 850
Gesamtquer 631 25- 101
23 schnittsab 678 1270 69 !mal 73 98
nahme über 612 -35- Aufweil- 106
Tabelle IX 1100DC 558 barkcit 67
Walz- Slreck- (%) 531 Zugfestig Dehnung Mindestbiegc- Haspeltemperatur 68 5% Vor
versuch grenze 50 keit radius 180° 72 spannung
quer zur 97
Walzrichtung 1,9 125 18
(N/mm?) (%) 2.7 ("C) 77 88
37 Blech- Slrcck- 693 28 0,5 t 1,9 570 66 78
38 dickc 671 29 0 t l,fa 85
22 634 32 0,5 t
Fortsetzung der 23 627 33 0,5 t Abkühlungs-
Stahl (mm) Aufweil geschwindig
Brammcnglüh- 6,0 Qiierschnitts- Gcsamtqucr- ["ndtemperatur barkeit keil
tcmpcralur 6,0 abiiahme bei schnittsab-
6,0 11000C bis nahinc unter (°C/sec)
10,0 9800C 980" C (d/d„) 3 bis 13
B ("C) 8,0 (%) (%) ("C) 2,4
6,0 2mal >50 780 bis 810 2,7
C 6,0 -.20 2,8
-22- —
Tabelle X 2,8
1260 bis 1320 Zugfestig Dehnung Mindcstbiege- 2,9 5% Vor
keit radius 1800C 1,6 spannung
quer zur
Tabelle XI Walzrichtung 47
Stahl (N/mm!) (%) 51
694 27 Ot 53
711 26 0 t 73
714 27 0 t 104
806 30 0 t 57
D 683 28 Ol 45
E 671 29 Ot
F 647 29 0,5 t
G
H
I
K

Claims (7)

Patentansprüche:
1. Verwendung eines kaltverformbaren und schweißbaren Stahls mi· einer Zugfestigkeit von mindestens 600 N/mm2 mit 0,03 bis 0,20% Kohlenstoff, bis 0,8% Silizium, 0,9 bis 2,5% Mangan, höchstens 0,020% Schwefel, höchstens 0,008% Stickstoff, 0,04 bis 0,35% Titan bei einem Verhältnis von Titan zu Kohlenstoff unter 4 und 0,005 bis 0,15% Aluminium nach einem Erwärmen auf eine Temperatur über 1200°C und einem Warmwalzen bei 980 bis 11000C mit mindestens einer Querschnittsabnahme über 28% sowie einem Fertigwalzen bei einer Endtemperatur von 730 bis 8800C als Werkstoff für Bleche mit einer Dicke über 4,5 mm, die neben der Zugfestigkeit von mindestens 600 N/mm2 eine Dehnung von mindestens 27% und eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 67 J sowie einen 180°-Biegeradius quer zur Walzrichtung von mindestens 0,5 ί und eine Aufweitbarkeit von mindestens 2,4 besitzen müssen.
2. Verwendung eines kaltverformbaren und schweißbaren Stahls mit einer Zugfestigkeit von mindestens 600 N/mm2 mit 0,03 bis 0,20% Kohlenstoff, bis 0,8% Silizium, 0,9 bis 2,5% Mangan, höchstens 0,020% Schwefel, höchstens 0,008% Stickstoff, 0,04 bis 0,35% Titan bei einem Verhältnis von Titan zu Kohlenstoff unter 4 und 0,005 bis 0,15% Aluminium nach einem Erwärmen auf eine Temperatur über 12000C und einem Warmwalzen mit einer Gesamtquerschnittsabnahme über 45% bei Temperaturen unter 9800C sowie einem Fertigwalzen mit einer Endtemperatur von 730 bis 815° C für den Zweck nach Anspruch 1.
3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 2, dessen Querschnittsabnahme im Temperaturbereich von 980 bis 11000C jedoch mindestens einmal über 28% liegt, für den Zweck nach Anspruch 1.
4. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, der jedoch mit einer Endtemperatur von mindestens 815°C warmgewalzt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.
5. Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 4, der jedoch zusätzlich noch 0,01 bis 0,15% Zirkonium, 0,005 bis 0,10% Lanthan und Cer, 0,01 bis 1,0% Niob, 0,01 bis 0,10% Vanadin, bis 0,003% Bor, bis 0,5% Nickel, bis 0,5% Chrom und bis 0,5% Kupfer, einzeln oder nebeneinander enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.
6. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 5, der jedoch nach dem Warmwalzen mit einer Temperatur von 500 bis 6800C gehaspelt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.
7. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 6, der jedoch nach dem Warmwalzen mit einer Geschwindigkeit von 3 bis 40°C/sec auf 500 bis 6800C abgekühlt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.
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