DE2433512A1

DE2433512A1 - Verfahren zum herstellen geformter teile

Info

Publication number: DE2433512A1
Application number: DE2433512A
Authority: DE
Inventors: Stephen James Donachie
Original assignee: Inco Ltd
Current assignee: Inco Ltd
Priority date: 1973-07-13
Filing date: 1974-07-12
Publication date: 1975-01-30
Also published as: SE7409174L; FR2241624B3; ES428201A1; FR2241624A1

Description

Dipl.-Ing. H. Sauerland · Dn.-lng. R. Konig · Dipl.-lng. K. Bengen Patentanwälte ■ 4dod Düsseldorf 3D · Cecilienallee 76 · Telefon 432735

11. Juli 1974 29 531 K

International Nickel Limited, Thames House, Millbank, London, S₀ ¥. 1, Großbritannien

"Verfahren zum Herstellen geformter Teile"

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen geformter Teile aus niedriglegierten Stählen mit hoher Festigkeit.

Es sind niedriglegierte Stähle mit hoher Festigkeit bekannt, die insbesondere eine hohe Streckgrenze von beispielsweise 550 N/mm sowie eine beachtliche Zähigkeit besitzen. Die Festigkeit stellt sich bei diesen Stählen entweder aufgrund eines Walzens bei bestimmten Bedingungen, bei Anwesenheit starker Karbidbildner durch Härten oder durch ein Ausscheidungshärten ein. Derartige Stähle erfordern jedoch häufig ein Flüssigkeitsabschrecken mit anschließendem Warmwalzen oder Anlassen, wobei sich jedoch wegen der durch das Abschrecken bedingten hohen inneren Spannungen leicht Risse oder Verwerfungen ergeben können oder sich das Werkstück verzieht.

Andererseits besitzen Stähle, die nicht abgeschreckt zu werden brauchen, eine schlechte Verformbarkeit und lassen sich insbesondere schlecht biegen, strecken oder ziehen. Manche hochfesten Stähle lassen sich zwar mit hohem Kraftaufwand und entsprechend hohen Energiekosten biegen, dafür aber kaum strecken oder ziehen.

Di& Erfindung basiert nun auf der Feststellung, daß be-

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stimmten, mit verhältnismäßig geringen Kosten herstellbaren Stählen eine ausgezeichnete Verformbarkeit verliehen werden kann und zudem ohne Flüssigkeitsabschrecken durch ein bloßes Lufthärten auf hohe Festigkeiten gebracht werden können. Hiervon ausgehend besteht die Erfindung in einem Verfahren, bei dem ein Chrom-Stahl mit bis 0,3% Kohlenstoff, bis 6% Chrom sowie bis 3% Nickel und/oder bis 4% Mangan sowie, einzeln oder nebeneinander, mit 0 bis 4% Molybdän, 0 bis 1,25% Kupfer, 0 bis 1% Aluminium und 0 bis 1% Silizium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, entsprechend der Bedingung

legiert, mit martensitischem Ausgangsgefüge zwischen der Rekristallisati ons temperatur und der A,. -Temperatur weichgeglüht, auf die Verformungstemperatur abgekühlt, bei einer Temperatur über A, austenitisierend geglüht und schließlich abgekühlt wird.

Eine ausgezeichnete Kerbschlagzähigkeit ergibt sich, wenn •der Stahl höchstens 0,2%, vorteilhafterweise 0,005 bis 0,15%, besser noch 0,01 bis 0,1% Kohlenstoff enthält. Vorzugsweise enthält der Stahl 2 bis 4%, besser noch 2,5 bis 3,5% Chrom, mindestens 1,25%, vorzugsweise 1,5 bis 2,5% Nickel, höchstens 0,5% Molybdän, höchstens 1% Kupfer, höchstens 0,5% Silizium, höchstens 0,2%, vorzugsweise höchstens 0,1% Aluminium. Manganhaitige Stähle enthalten vorzugsweise 2 bis 4%, besser noch 2,5 bis 3,5% Chrom und 1,5 bis 3,5%, besser noch 1,75 bis 3,25% Mangan.

Der Stahl kann als Verunreinigungen noch Desoxydations- und Raffinationselemente, Schwefel, Phosphor, Stickstoff, Sauerstoff, Niob, Vanadin, Titan, Tantal und Bor in üblichen Grenzen enthalten. Die genannten Karbidbildner beeinträchtigen jedoch die Verformbarkeit, weswegen der Höchstgehalt

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jedes einzelnen dieser Elemente bei 0,05% liegt, wenngleich kaltgewalzter Stahl auch bis 0,15% oder bis 0,2% jedes dieser Elemente enthalten kann.

Um beim abschließenden Austenitisierungsglühen und Abkühlen die gewünschte hohe Festigkeit zu erreichen, muß der Stahl ein austenitisches Ausgangsgefüge besitzen, wozu auch solche Gefügebestandteile gehören, die sich bei der Verformungsumwandlung eines im wesentlichen kubisch-flächenzentrierten in ein im wesentlichen kubisch-raumzentriertes Gefüge ergeben. Unter der Voraussetzung, daß der Wert der Abstimmungsregel mindestens 5%, vorzugsweise mindestens 5,5% beträgt, besitzt der in Rede stehende Stahl nach einem Luftabkühlen im Anschluß an das Warmwalzen ein im wesentlichen martensitisehes Gefüge. Ein weiterer Vorteil des martensitischen Ausgangsgefüges besteht darin, daß dieses Gefüge aufgrund der Verformungsumwandlung nach dem Warmwalzen verhältnismäßig hohe innere Spannungen aufweist, die eine Verringerung der Rekristallisationstemperatur bewirken und auf diese Weise den Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur und A^ verbreitern. Dies erleichtert andererseits insofern die Weiterverarbeitung des Stahls, als dessen Härte leichter herabgesetzt werden kann. Demzufolge kann auch das dem Stahl die gute Verformbarkeit verleihende Glühen entweder bei einer eine möglichst geringe Härte gewährleistenden Temperatur oder bei einer geringeren Temperatur erfolgen, die eine Härte bzw. Verformbarkeit gewährleistet, wie sie sich in Abwesenheit innerer Spannungen nur bei höherer Temperatur ergeben würde.

Die inneren Spannungen des martensitischen Gefüges lassen sich auf verschiedene Weise erhöhen. So kann der Stahl beispielsweise mit einer Endtemperatur von 788 bis 871⁰C, beispielsweise von etwa 816⁰C warmgewalzt oder von der Walztemperatur beispielsweise in Luft langsam abgekühlt und an-

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schließend kaltgewalzt werden. Ein derartiges Kaltwalzen vor dem Weichglühen ist insofern vorteilhaft, als sich dabei eine Walztextur ergibt, die die Ziehbarkeit durch einen hohen plastischen Anisotropie-Wert (r-Wert) verbessert und normalerweise auch die Streckgrenze verringert.

Beim Weichglühen darf die Temperatur A,. nicht übersteigen, da sich andernfalls erneut eine höhere Härte und schlechtere Verformbarkeit bewirkender Martensit bildet. Die für das. Verfahren kritischen Temperaturen lassen sich für die in Frage kommenden Stähle ohne Schwierigkeiten ermitteln. In Abhängigkeit von der jeweiligen Analyse wird der Stahl im allgemeinen 1 bis 48 Stunden bei 621 bis 760⁰C geglüht, wobei die niedrigeren Glühtemperaturen höheren Glühzeiten entsprechen. Vorzugsweise wird der Stahl 24 bis 48 Stunden bei 649 bis 732°C geglüht, wenngleich ein Glühen unmittelbar unterhalb der A^-Temperatur, beispielsweise bis 28⁰C unterhalb A* von besonderem Vorteil ist. Im allgemeinen verringert sich die Streckgrenze beim Weichglühen auf un-

ter 480 oder auch 413 N/mm .

Nach dem Verformen im weichgeglühten Zustand, üblicherweise bei Raumtemperatur oder etwas höheren Temperaturen, wird der Stahl oberhalb A-, unter solchen Bedingungen geglüht, daß sich ein im wesentlichen austenitisches Gefüge ergibt. Beim anschließenden Abkühlen stellen sich die hohe Festigkeit und das ursprüngliche Walzgefüge wieder ein. Im allgemeinen dauert das Austenitisierungsglühen mindestens 5 Minuten bei einer Temperatur von 816 bis 1093⁰C. Vorzugsweise wird der Stahl jedoch mindestens 10 Minuten und bis 30 Minuten bei 816 bis 899⁰C geglüht. Im allgemeinen besitzt der Stahl je nach der Zusammensetzung eine Streck-

grenze von mindestens 620 N/mm .

Bei Vergleichsversuchen wurden drei unter die Erfindung

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fallenden Stählen 1 bis 3 ein außerhalb der Erfindung liegender Vergleichsstahl A gegenübergestellt. Die Zusammensetzungen der in jedem Falle als Rest Eisen einschließlich Verunreinigungen enthaltenden Stähle ergeben sich aus der nachfolgenden Tabelle I, Die Stähle wurden im Induktionsofen unter Verwendung üblicher Ausgangsstoffe an Luft erschmolzen und zu Blöcken gegossen. Im Anschluß an ein Ausgleichsglühen bei 1093⁰C wurden die Blöcke bis auf eine Dicke von 3 bis 13 mm warmausgewalzt. Dies geschah im Falle der Stähle 2 und 3 mit einer Querschnittsabnahme von 50%' und einer Endtemperatur von 816⁰C.

Nach dem Weichglühen und dem abschließenden Austenitisieren wurden die mechanischen Eigenschaften der vorerwähnten Stähle untersucht. Nur die Stähle A und 3 wurden nach dem Warmwalzen in Luft abgekühlt; sämtliche Stahle wurden bei den angegebenen Zeiten und Temperaturen mit jeweils anschließendem Luftabkühlen geglüht. Die betreffenden Versuchsergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle II zusammengestellt. ■

	C	Mn	Si	Tabelle I	Cr	Mo	0	Ti	Al	Gl-Wert
	00	00	00		0/0	00	0	00	00
Stahl	0.059	0.24	0.45	Ni	2.1		0	.026		4.09
	0.06	O₀ 25	0.46	00	3.9	-		.03		5.69
A	0.06	0.23	0.44	2.02	3.8	0.42		.005	—	6.17
1	0.066	0.55	0.17	1.76	4.2	-		0.09	6.30
2			1.97
3	1.69

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Tabelle II

Wärmebe- Streck- Zugfe- Deh- Einschnü- Kerbschlagzähigkeit

handlung grenze stigkeit nung rung

(N/mm²) (N/mm²) (%) (%) (j/cm²)

h/677°C 430 515 29 ·

. ...„„.._ h/704°C 420 480 31

ο Co) 0.5 h/871 C 375 698 24

oo (a) 48 h/677°C 427 492 34 '

oo 1 (b) 48 h/7O4°C 291 474 27 ^

cn InS η. ς h/871 C 704 1118 13 '

h/677°C 299 484 30

h/704°C 302 480 32

cn ic; uo h/871 C 824 1133 14

h/690°C 372 526 36.5

h/690°C 735 1041 16.5 64.5 44_O1

/9
h/899

Die Daten der Tabelle II zeigen, daß die in Rede stehenden

Stähle auf eine Streckgrenze von mindestens 690 N/mm gebracht werden können, während die Streckgrenze des Vergleichsstahls A nur 375 N/mm beträgt, wobei die Streck-

grenze im weichgeglühten Zustand 275 bis 430 N/mm und die Zugdehnung etwa 30% betrugen. In diesem Zustand ließen sich die Stähle leicht verformen, da ihre an 50,8 mm-Proben gemessene Zugdehnung über dem für eine gute Streckverformbarkeit kritischen Mindestwert von 25% und ihre Einschnürung über dem für eine gute Biegeverformbarkeit kritischen Mindestwert von 60% liegt.

Die gute Ziehbarkeit des Stahls 1 zeigt sich an den Ergebnissen eines Olsen-EinbeulVersuchs, der nach einem 48stündigen Glühen bei 677°C mit Luftabkühlen an einem 1,3 mm dicken Blech durchgeführt wurde. Dabei ergab sich eine Tiefung von 11,1 mm und damit eine Verformbarkeit, die einen Vergleich mit dem AlSI-Stahl 1008 durchaus aushält. Eine derartig gute Verformbarkeit ist angesichts der sehr hohen Festigkeit außerordentlich bemerkenswert.

Bei weiteren Versuchen wurden vier unter die Erfindung fallende Stähle 4 bis 7 und zwei Vergleichsstähle B mit zusätzlich 0,76% Nickel und C der aus der nachfolgenden Tabelle III ersichtlichen Zusammensetzung mit jeweils Eisen und üblichen Verunreinigungen als Rest unter Verwendung üblicher Rohmaterialien im Induktionsofen an Luft erschmolzen und zu Blöcken vergossen, die anschließend einem Ausgleichsglühen bei 1O93°C unterworfen und bis auf eine Dicke von 3 bis 13 mm warmgewalzt wurden.

Die mechanischen Eigenschaften der vorerwähnten Stähle nach dem Weichglühen und dem Austenitisierungsglühen sind aus der nachfolgenden Tabelle IV ersichtlich.

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— ο —

	c	Mn 00	(	Tabelle	Si	Cr	III .	Ti Al	Gl-Wert
	0.035	3.05	0		.19	3.07		0.11	6.39
Stahl	0.092	2.35	0	ο 19	3.0	Mo	0.11	5.91
4	0.058	2»18	0	.21	3.75	—	0.09	6.32
5	0.056	2.32	0	.20	3.07	—	0.11	5.77
6	0_o 062	1.63	0	.19	0.50	-	0.12	3.26
7	0.060	1.11		o78	3.0	—	0.18 0.11	4.65
B				0.2
C	—

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	4	(a)	Wärmebe	Streck	Tabelle	IV	Einschnü	Kerbschlagzähigkeit	I	ro
		(bj	handlung	grenze			rung		VO
		(w		(N/mm²)	Zugfe	Deh	00	(j/cm²)	I	CO f \
				696	stigkeit	nung	73.5			CO *CTX*
		(d)	45 h/677°C	358	(N/mm²)	I OJm 1 ν #0 J	75	__		^J I μ. *.
			kaitgewalzt _+	275	1022	18	70.5	_ —
		(e)	45 h/677°C		621	29
	5	(a)	45 h/677°C	741	553	32.5	68	39
		(bj	+0.5 h/927°C
		(c)	5 h/663°C	515	993	18	72.5
				825			64.5
		(d)	45 h/677°C	366	799	—	76
			kaitgewalζt +	271	1238	16.5	73	——
	6	(a)	45 h/677°C		562	32.5
co		(D)	45 h/677°C	857	506	36.5	59	58
00			+ 0.5 h/927°C
OO	7	(a)	48 h/69O°C	329	1272	18	76.5	——
*(Jl*		(bj	48 h/690°C	773			56.5	40
_±		(w	+0.5 h/899 C		504	36.5
Ca>		(d)		742	1110	16.5	73.5	__
			45 h/677°C	341			78	—
w I	B	(a)	kaitgewalζt + 45 h/677°C 45 h/677°C	271	1022	18	73	—
		(D)	+0.5 h/954°C	751	517	34.5	63.5	72
			45 h/677°C		469	36.5
	C	fa)	45 h/677°C	333	1121 1	65	78.5	__
		(d)	+0.5 h/927 C	283			68	—
			45 h/677°C		436	38
			45 h/677°C	411	558	32o5	76
		+0.5 h/927 C	307			69.5
				606	29
		586	31

Sämtliche Stähle wurden warmgewalzt und in Luft abgekühlt sowie bei den angegebenen Zeiten mit jeweils anschließendem Abkühlen in Luft geglüht.

Während die Stähle 4 bis 7 im weichgeglühten Zustand eine Streckgrenze von 270 bis 370 N/mm und eine Zugdehnung von mindestens etwa 3Ο9ό besitzen, liegt ihre Streckgrenze nach dem Austenitisierungsglühen bei mindestens 690 N/mm . Da ihre Dehnung und Einschnürung im weichgeglühten Zustand über den vorerwähnten kritischen Werten liegen, lassen sich diese Stähle ohne weiteres kaltverformen.

Die gute Ziehbarkeit des Stahls 6 zeigt ein an einem 1,3 mm dicken kaltgewalzten und 48 Stunden bei 690⁰C weichgeglühten, in Luft abgekühlten Blech durchgeführter Olsen-Einbeulversuch, der eine mit dem AlSI-Stahl 1008 durchaus vergleichbare Tiefung von 10,4 mm ergab.

Die in der beschriebenen Weise behandelten Stähle eignen sich insbesondere zum Herstellen von Kraftfahrzeug-Stoßstangen und -Karrosserieteilen, Ölwannen und Rädern; sie sind schweißbar und lassen sich daher auch für Schweißteile wie beispielsweise Stoßstangenhalter, Rahmen und geschweißte Rohre verwenden.

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Claims

Patentansprüche t

Verfahren zum Herstellen geformter Teile, bei dem ein bis 0,3% Kohlenstoff, bis 6% Chrom sowie bis 3% Nickel und/oder bis k% Mangan und, einzeln oder nebeneinander, Ö bis k% Molybdän, 0 bis 1,25% Kupfer, 0 bis 1% Aluminium und 0 bis 1% Silizium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen enthaltender, der Bedingung

o)+2/3(%Cu)

genügender Chrom-Stahl bei einer Temperatur zwischen der Rekristallisationstemperatur und A,. weichgeglüht, auf die Verformungstemperatur abgekühlt, verformt, bei einer Temperatur oberhalb A, austenitisierend geglüht und abgekühlt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahl vor dem Weichglühen kaltgewalzt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahl 24 bis 48 Stunden bei 649 bis 732⁰C weichgeglüht wird.
4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mindestens 10 Minuten bei 816 bis 899°C austenitisierend geglüht wird.
5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der

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Stahl der Bedingung

(96G)+(96Cr)+2/3 (96Ni)+(96Mn)+(96M0)+2/3 (96Cu)+1/2 (96Al)+1/4 (96Si ) ^ genügt.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch· gekennzeichnet, . daß der kohlenstoffgehalt höchstens 0,2% beträgt.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 0,005 bis 0,1596 Kohlenstoff, 2 bis 496 Chrom, mindestens 1,2596 Nickel, höchstens 0,596 Molybdän, höchstens 196 Kupfer, höchstens 0,596 Silizium und höchstens 0,296 Aluminium enthält.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 0,01 bis 0,196 Kohlenstoff, 2,5 bis 3,596 Chrom und 1,5 bis 2,596 Nickel enthält.
9· Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 0,005 bis 0,1596 Kohlenstoff, 2 bis 4% Chrom, 1,5 bis 3,596 Mangan, höchstens 0,596 Molybdän, höchstens 196 Kupfer, höchstens 0,596 Silizium und höchstens 0,296 Aluminium enthält.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 0,01 bis 0,196 Kohlenstoff, 2,5 bis 3,5?ί Chrom und 1,75 bis 3,2596 Mangan ent- hält.
11. Nickel-Chromstahl zur Durchführung des Verfahrens nach Anspruch 1 bis 4, bestehend aus bis 0,3% Kohlenstoff, bis 6% Chrom, bis 3% Nickel sowie, einzeln oder nebeneinander, 0 bis 4% Molybdän, 0 bis 1,25% Kupfer, 0 bis 4% Mangan, 0 bis 196 Aluminium und 0 bis Λ% Silizium, Rest einschließ-

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lieh erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen, der der Bedingung

genügt.
12. Stahl nach Anspruch 11, der der Bedingung

genügt.
13. Stahl nach Anspruch 12, der jedoch höchstens 0,296 Kohlenstoff enthält.
14. Stahl nach Anspruch 13, der jedoch 0,005 bis 0,1596 Kohlenstoff, 2 bis 4% Chrom, mindestens Λ,25% Nickel, höchstens 0,596 Molybdän, höchstens 196 Kupfer, höchstens 0,596 Silizium und höchstens 0,2% Aluminium enthält.
15. Stahl nach Anspruch 14, der jedoch 0,01 bis 0,196 Kohlenstoff, 2,5 bis 3,596 Chrom und 1,5 bis 2,596 Nickel enthält.

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