DE2657435C2 - Verfahren zum Verbessern der physikalischen Eigenschaften eines hochfesten, niedriglegierten Kohlenstoff-Mangan-Stahls - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Verbessern der physikalischen Eigenschaften eines hochfesten, niedriglegierten Kohlenstoff-Mangan-Stahls mit Legierungsbestandteilen aus der Gruppe der Karbide, Nitride und Carbonitride von Vanadium, Titan und/oder Niob durch Erwärmen, Abkühlen und Verformen des Stahls.

Unlegierter Kohlenstoffstahl mit einer Streckgrenze von 207 bis 276 MPa wurde früher im Automobilbeu weitgehend eingesetzt und ist auch gegenwärtig das gebräuchlichste Baumaterial im Automobilbau. In den letzten Jahren ergab die Notwendigkeit, den Sicherheits- und den Emissionsanforderungen gerecht zu werden, ein fortschreitend zunehmendes Gewicht der Fahrzeuge. Zur Zeit tritt dazu noch die dringende Notwendigkeit, Material und Energie zu sparen. Baumaterial für die Fahrzeuge kann gespart werden und das Gewicht der Fahrzeuge verringert werden, wenn Baumaterialien entwickelt und benutzt werden, die ein größeres Festigkeits/Gewichtsverhältnis besitzen. Eines der aussichtsreichsten Ersatzmaterialien für niederlegierten Kohlenstoffstahl ist die Gruppe der hochfesten, niedriglegierten Stähle (HSLA)₁ wie SAE 980X und 950X, die Streckgrenzen in der Gegend von 345 bis 552 MPa besitzen. Bei dem SAE 950X Stahl handelt es sich um einen hochfesten Kohlenstoff-Mangan-Stahl, der mit Niob oder Vanadin behandelt ist, und der einen Kohlenstoffgehalt von maximal 0,23%, einen Mangangehalt von maximal 135%, einen Phosphorgehalt bis zu 0,04%, einen Schwefelgehalt bis zu 0,05% und einen SiIiciumgehalt bis zu 0,90% aufweist. Bei dem SAE 980X Stahl handelt es sich um einen ähnlichen hochfesten Kohlenstoff-Mangan-Stahl mit erhöhten Mengen an dem verfestigenden Bestandteil Mangan, der einen Kohlenstoffgehalt von maximal 0,26%, einen Mangangehalt von maximal 1,65%, einen Phosphorgehalt bis zu 0,04%, einen Schwefelgehalt bis zu 0,05% und einen SiIiciumgehalt bis zu 0,90% aufweist (vgL SAE Handbook 1974). Die überlegene Festigkeit dieser relativ neuen Stähle wird durch einen gesteuerten Warmwalzprozeß und ein rasches gesteuertes Abkühlen erreicht, wodurch eine sehr geringe Ferritkorngröße erreicht wird. Ein Verfahren zur Erzielung einer solchen überlegenen Festigkeit wird in der US-PS 33 30 705 beschrieben. Ferner wird durch kleine Zusätze von Legierungselementen, wie z. B. Vanadium, Niob oder Titan, die gute Carbid- und Nitridbildner darstellen, eine zusätzliche Festigkeit erreicht, und zwar geschieht dies durch Ausscheidungshärtung und durch Festigung in Lösung im festen Zustand.

Um isotrope Eigenschaften sicherzustellen, werden kleine Mengen von seltenen Erden oder von Zirkon hinzugefügt, um die Form der Sulfideinschlüsse zu beeinflüssen; kleine kugelförmige Sulfideinschlüsse werden daran gehindert, sich zu bandartigen Gebilden zu verlängern, während der Stahl warmgewalzt wird.

Die HSLA-Stähle besitzen eine hohe Festigkeit gute Duktilität, die in manchen Fällen gerichtet ist, und, wegen eines niederen Kohlenstoffäquivalents, gute Schweißbarkeit, jedoch ist ihre Verformbarkeit der des warmgewalzten Kohlenstoffstahls für alle Verformverfahren von Blechen unterlegen. Die schlechte Verformbarkeit der SAE 980X-Stähle ist ζ B. einer der Hauptgründe für deren beschränkten Einsatz im Automobilbau. Soweit diese Stähle nicht zu ersetzen sind, ergibt ihre höhere Festigkeit einen außerordentlichen Verschleiß von Werkzeugen und Formen.
Die US-PS 36 25 780 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten titanhaltigen Stahls mit einer bestimmten Streckgrenze. Der titanhaltige Stahl wird auf über 1093⁰C erhitzt, bis das TiCN völlig im Austenit gelöst ist Der Stahl wird dann auf etwa 538 bis 663° C abgeschreckt und dann mit einer· anderen Geschwindigkeit auf etwa 482° C end schließlich auf Raumtemperatur abgekühlt Dadurch wird ein Stahl mit sehr hoher Streckgrenze und Zugfestigkeit erhalten. Dieses vorbekannte Verfahren liefert einen Stahl, der schwer zu formen ist Seine Verformbarkeit ist schlechter als die von unlegierten Kohlenstoffstählen.

Die US-PS 38 06 377 beschreibt ein Verfahren zum Härten sehr weicher oder niederlegierter Stähle. Gemäß diesem Verfahren wird der Stahl in einem sehr weichen Zustand geformt, bevor irgendeine Hitzebehandlung durchgeführt wird. Der Stahl wird dann auf eine Temperatur über 400⁰C, aber unter dem Schmelzpunkt — also ein sehr weiter Temperaturbereich —, erhitzt und dann durch Kühlung auf Raumtemperatur gehärtet. Anschließend läßt man den Stahl bei Raumtemperatur weiter aushärten. Bei diesem vorbekannten Verfahren wird durch die Wärmebehandlung und Abkühlung ein Härten, also keine Verbesserung der Verformbarkeit, erreicht, was auch gar nicht beabsichtigt ist, da der Stahl bereits geformt ist

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, das eine Verringerung der Streckgrenze bewirkt und die Verformbarkeit von HSLA-Stahl verbessert, ohne dessen Zugfestigkeit zu verringern, um zu ermöglichen, daß das Material leichter verformt werden kann, ohne die bestehenden mechanischen Eigenschaften des Materials zu verschlechtern.
Im allgemeinen umfaßt das Verfahren zunächst ein

Aufheizen des HSLA-Stahls auf 732 bis 871°C (mindestens die unterste eutektoide Temperatur des Stahls) während eines genügend langen Zeitabschnittes, um einen wesentlichen Anteil der Bestandteile in dem Austenit in dem Stahl zu lösen, ohne das Korn beträchtlich zu vergrößern, und dann das Metall vorzugsweise in Luft auf Raumtemperatur abzukühlen, wodurch die Legierungsbestandteile sich so verhalten, als ob sie in Lösung gehalten würden, und wodurch die Streckgrenze auf 380MPa oder weniger herabgesetzt und die Verformbarkeit unter Beibehaltung der Zugfestigkeit merklich verbessert wird. Schließlich wird das Metall plastisch verformt, wie es für den Verformungsvorgang erforderlich ist, durch den die Teile gepreßt oder auf andere Weise verfonnt werden, und zwar um mindestens eine Verformung von 2% nach dem Zugdehnungsdiagramm, um das Metall zu verfestigen und dadurch die Streckgrenze wesentlich zu erhöhen. Vorzugsweise wird das verformte Material danach auf eine solche Temperatur und solange Zeit erwärmt, daß die Streckgrenze und die Zugfestigkeit des Materials bis in die Nähe ihrer Ausgangswerte oder darüber hinaus angehoben werden, z. B. auf etwa 204° C während etwa ο Minuten.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Zeichnung beispielsweise näher erläutert; in dieser zeigt

F i g. ί eine Zeit-Temperaturkurve, die allgemein die drei Stufen des erfindungsgemäßen Verfahrens darstellt,

F i g. 2 ein Diagramm, das die Wirkung der Wärmebehandlung auf die Streckgrenze und auf die Zugiestigkeit von HSLA-Stahl darstellt,

F i g. 3 eine Kurve, die die Streckgrenze in Abhängigkeit von der Vordehnung darstellt, und zwar bei HSLA-Stahl im Anlieferungszustand, verglichen mit dem gleichen Stahl nach Behandlung mit dem erfindungsgemä-Ben Verfahren,

F i g. 4 ein Diagramm, das die Verformbarkeitsgrenze eines HSLA-Stahls im Anlieferungszustand mit dem erfindungsgemäß behandelten Stahl vergleicht, und

F i g. 5 ein Diagramm, bei dem die Streckgrenze über der Vorverformung aufgetragen ist, wiederum bei HSLA-Stahl im Anlieferungszustand, verglichen mit demselben Stahl nach Verformung und Alterung.

Das erfindungsgemäße Verfahren wird in F i g. 1 allgemein so dargestellt, daß es aus im wesentlichen drei Grundschrittsn besteht:

1. Einer vor dem Verformen eingeleiteten Wärmebehandlung, die aus einem Erwärmen des Stahls auf 732 bis 87 Γ C besteht Der Stahl wird genügend lange geglüht, um die Streckgrenze auf etwa 380 MPa oder weniger zu verringern, was ausreicht, daß der Stahl, ohne die 7ugfestigkeit wesentlich zu verringern, genügend verformbar ist

2. Eine Abkühlung, während der der Stahl im wesentlichen auf Raumtemperatur abgekühlt wird. Vorzugsweise findet dieses Abkühlen in Luft von Umgebungstemperatur statt

3. Einem Vorverformschritt, in dem der Stahl z. B. durch Pressen so vorverformt wird, daß eine Dehnung von mindestens etwa 2% entsprechend dem Zugdehnuflgsdiagramm eintritt, wodurch daß Me* tall in die erforderliche Form gebracht wird, und die Streckgrenze erhöht wird.

Vorzugsweise umschließt das Verfahren einen weiteren Wärmealterungsschritt, z. B. etwa 5 bis 60 Minuten bei 204⁰C, wodurch diu Streckgrenze und die Zugfestigkeit des behandelten Stahh weiter bis zum Originalwert hin oder darüber hinaus erhöht werden.

Ein Beispiel der Versuche, die in der bevorzugten Ausführung ausgeführt wurden, zeigt die Wirksamkeit des Verfahrens wie folgt:

Fin warmgewalzter Stahl der Gruppe SAE 98ÖX in Form einer Tafel von 0,2 mm Stärke und mit einer Fläche von 380 χ 760 mm hatte eine Zusammensetzung von 0,12% C, 0,001% Ti, 0,11% V, weniger als 0,002% Nb, 0,008% Mo, 1,46% Mn, 0,019% N, 0,002% Q und 0,15% MischmetalL Das Vanadium stellt den Hauptverfestigungszusatz der Legierung dar oder den ausscheidungsbildendsn Legierungsbestandteil, der früher erwähnt wurde. Das Eisen ist in den HSLA-Stählen im wesentlichen im Anlieferungszustand als Ferrit vorhanden.

Standardzugproben nach ASTM-E8 wurden aus dem Stahlblech im Anlieferungszustand in einer parallel zur Walzrichtung liegenden Richtung herausgearbeitet

Einige dieser Proben wurden auf eine; Temperatur im Bereich von 732°C bis 871°C mit Schritten von 27,8°C erwärmt Dies wurde durch Untertauchen der Proben 5 Minuten lang in einem neutralen Salzb?4 aus BaCb und NaCl mit den jeweiligen Temperaturen erreicht

Es wurden daraufhin sowohl mit den wärmebehandelten Proben als auch mit den Proben im Anlieferungszustand Zugversuche bei Raumtemperatur mittels einer Zerreißmaschine mit einer Geschwindigkeit des Querhauptes von 5,1 mm prc Minute durchgeführt Die Zugverformung wurde mit einem Zwei-Bereich-Extensometer mit einer Meßbereichslänge von 76,2 mm bestimmt

Die Streckgrenze dieser Proben wurde, wie in F i g. 2 gezeigt, über der Wärmebehandlungstemperatur aufgetragen. Es ist zu bemerken, daß die Streckgrenze von etwa 550 MPa im Anlieferungszustand auf weniger als 345 MPa im wärmebehandelten Material abfiel, wenn das wärmebehandelte Material bei einer Temperatur von 760⁰C oder mehr geglüht wurde. Es ist weiterhin zu bemerken, daß die Zugfestigkeit mit Werten von mehr als 690 MPa nur unwesentlich abfiel.

Andere Proben dieser Art wurden in ein BaCIrNaCl Neutralsalz eingetaucht und 3 Minuten lang auf 788° C erhitzL Diese Proben wurden dann dem Salzbad entnommen und freihängend in Luft von Raumtemperatur abgekühlt Nach dem Abkühlen wurden die Proben in Wasser gewaschen, um die Salzreste zu entfernen und, wie oben beschrieben, einem Zugversuch unterworfen.

In F i g. 3 ist ein Diagramm dargestellt, das die Änderung der Streckgrenze als Funktion der Vorverformung zeigt Wie vorher in F i g. 2 beobachtet, wird die Streckgrenze als Ergebnis der Wärmebehandlung merklich verringert Wie jedoch aus Fig.3 zu sehen ist, verfestigt der Stahl sehr schnell. Zum Beispiel liegt die Streckgrenze des geglühten Stahls bei einer Vorverformung von 2% bei 517 MPa und bei einer Vorverformung von 8% liegt sie bei etwa 620 MPa.

Die Verformbarkeit des geglühten Materials wurde durch den folgenden Vorgang bestimmt und mit dem Material im Anlieferungszustand verglichen: Quadratische Proben mit oiner Seitenlänge von 190 mm wurden von jedem Material vorbereitet Aneinanderstoßende Kreise mit einem Durchmesser von 2,54 mm wurden durch Fotoätzen über die gesamte Fläche jeder Probe angebracht Jede Tafel wurde dann oberha!b einer kuppeiförmigen Hohlform angebracht, wobei die geätzte Oberfläche der Höhlung zugewandt war, und ein kuppeiförmiger Stempel mit einem Durchmesser von 101,6 mm wurde langsam gegen die Tafel gepreßt, wobei er sie solange streckte, bis in der gestreckten

Tafel am Punkt der größten Verformung ein Riß auftrat Verschiedene Tafeln wurden mit verschiedener Schmierung verformt, um verschiedene Streckgrade vor dem Auftreten von Rissen zu erreichen. Einige der Kreise wurden vorwiegend vergrößert, während andere zu elliptischen Formen in die Länge gezogen wurden. Es wurden dann Kreise ausgewählt, die ohne Auftreten von Rissen im größten Maß gestreckt worden waren. Die Streckwerte e 1 und e 2 wurden aus den großen und kleinen Ellipsenachsen errechnet Diese wurden dann, wie in Fig.4 gezeigt, aufgetragen, und zwar wurde die Streckung der großen Achse als Ordinate und die Streckung der kleinen Achse als Abszisse aufgetragen. Die Fläche unterhalb der Kurven stellt die biaxiale Kombination von Zugverformungen dar, bis zu denen die Metalltafel ohne Rißbildung gestreckt werden kann, und die Fläche oberhalb jeder Kurve stellt eine biaxiale Kombination von Zugverformung dar, bei denen eine Rißbildung auftritt Diese Kurven sind als Verformungsgrenzkurven bekannt je höher die Kurven liegen, umso besser ist die Verformbarkeit des Stahls. Es ist zu bemerken, daß die Glühbehandlung die Verformbarkeit merklich verbessert hat Der vorstehend beschriebene Test wird in der Automobilindustrie weithin benutzt und ist an der Veröffentlichung der Research Laboratories der General Motors Corporation Nr. GMR 1220 von Siegfried S. Hecker beschrieben.

Als nächstes wurden die Verformungs-Alterungsei· genschaften des wärmebehandelten Stahls und des Stahls im Anlieferungszustand unter Benutzung der oben beschriebenen Proben bestimmt. Mindestens acht Proben jeder Stahlsorte wurden vorverformt Davon wurden verschiedene dann bei 204°C eine Stunde in einem Muffelofen angelassen, wobei keine Schutzatmosphäre verwendet wurde, ur.d an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt Die durch Verformung gealterten Proben wurden danach einem Zugversuch bis zum

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Richtung gezogen, in der sie vorverformt waren. Fi g. 5 zeigt die gegen die Verformungswerte aufgetragene Streckgrenze für zugverfestigten und angelassenen Stahl. Diese Werte werden in F i g. 5 mit dem Stahl im Anlieferungszustand verglichen. Es ist zu bemerken, daß der über 4% vorverformte und gealterte Stahl eine Streckgrenze aufweist, die merklich größer ist als die des Stahls im Anlieferungszustand. Zum Beispiel besitzt der angelassene und zugverfestigte Stahl bei einem Vorverformungswert von 2% eine Streckgrenze von 586 MPa, und er weist bei einer Vorverformung von 8% eine Streckgrenze von etwa 670 MPa auf.

Gleiche Versuche wurden mit anderen Stählen der Gruppen SAE 98oX und 950X von anderen Herstellern durchgeführt und ergaben ähnliche Resultate.

Im allgemeinen ist es selbstverständlich bekannt, daß Stähle durch Anlassen weicher werden und daß die Verformbarkeit verbessert wird; die Verbesserung in den genannten Stahlsorten, die in den oben beschriebenen Proben für den Stahl der Gruppe SAE 980X beobachtet wurde, war jedoch viel größer, als es aus Festigkeitsüberlegungen hervorging, da in allen Fällen ein beträchtlicher Unterschied zwischen der Streckgrenze und der Zugfestigkeit beobachtet wurde, die durch ein Anwachsen der Gesamtdehnung oder Duktilität begleitet wurdea Die Versuche gaben einen Hinweis darauf, daß die Anlaßtemperatur nicht kritisch ist, vorausgesetzt, sie ist höher a's die unterste euiektoide Temperatur der Legierung. Da die Temperaturveränderungen keine nennenswerte Wirkung auf die Festigkeitsgrenze ergaben, kann ein solches Anlassen unter den Beeinflussungsbedingungen eines Stahlwalzwerkes einfach ausgeführt werden.

Das Herabsetzen der Streckgrenze, das in F i g. 2 zu sehen ist, war, wie sich herausstellte, wieder auszugleichen, entweder durch eine Verfestigung als Folge der Verformung bei der Herstellung der geformten Teile, oder durch darauffolgendes Altern durch Anlassen. Bei einigen Stählen wurde die Streckgrenze nicht vollständig, sondern nur im wesentlichen wieder erreicht, was offensichtlich mit der Art der Legierungszusätze in diesem Stahl zusammenhing. Wie vorhin erwähnt, wird die Festigkeit bei HSLA-Stählen durch kleinere Zusätze von Carbid- und Nitridbildnern und durch einen gesteuerten thermomechanischen Vorgang erzielt. In dem oben zuerst untersuchten Stahl der Gruppe SAE 980X ist dieser Legierungszusatz Vanadium. In anderen Stählen ist es das Titan oer das Niob. Der Unterschied in der Reaktion auf die Verfestigung und auf das Altern durch Zugbeanspruchung scheini an atm Unierschieci in der Art der Carbide und Nitride der Legierungselemente, z. B, bei der Stabilität bei höheren Temperaturen, zu liegen.

Beim Erwärmen des zuerst untersuchten Stahls der Gruppe SAE 980X auf Temperaturen über 732° C verwandelt sich das Ferrit in Austenit Da in Gegenwart von Vanadium die Löslichkeit des Stickstoffs im Austenit viel höher als die im Ferrit ist, löst sich etwas Vanadium-C^-rbonitrid im Austenit auf. Wie hoch der Auflösungsgrad ist, und wieviel Ferrit in Austenit umgewandelt wird, hängt von der Anlaßzeit und der -Temperatur ab. Bei Luftabkühlung auf Raumtemperatur scheint sich das aufgelöste Carbonidnitrid in dem Umwandlungsprodukt neu zu formieren. Überraschenderweise wurde jedoch keine Ausscheidung beobachtet Die große Reduzierung der Streckgrenze, wie sie in F i g. 2 dargestellt ist, legt nahe, daß entweder das Wiederausscheiden der Carbonitridc nichi auftrat, oder daß die Aüsscheirhingsteilchen so klein waren, daß sie durch Elektronenmikroskopie nicht beobachtbar waren, oder daß eine nicht beobachtbare andere Phase auftrat, da keine bemerkenswerte Vergrößerung der Ferritkörner beobachtet wurde.

Beim Verformen des wärmebehandelten Stahls vermehren sich die Versetzungen und sie reagieren miteinander, wobei sie Stellen hoher Energie im Ferrit bilden. Das feinverteilte Ausscheidungsprodukt oder eine andere Phase, die in der Matrix verteilt ist, behindert ebenso die Bewegung der Versetzungen. Zusätzlich kann auf Zwischengitterplätzen ein Anhäufen der Carbonidnitride auftreten, oder es kann ein durch Verformung hervorgerufenes Ausscheiden der Carbonitride an diesen Stellen auftreten mit einem sehr kleinen Wechsel der freien Energie, wodurch die Bewegung der Versetzungen weiter behindert wird. Man nimmt an, daß ein Gleiten daraufhin an irgendeiner anderen Stelle auftritt und sich der Vorgang wiederholt, wodurch die Zugverfestigung des Stahls so erhöht wird, daß die Verformung gleichmäßig verteilt und die Verformbarkeit verbessert wird.

Die wichtigsten Erfordernisse des erfindungsgemäßen Vorgangs, um die erwünschten Ziele verbesserter Verformbarkeit und hoher Festigkeit im verformten Material zu erreichen, sind folgende:
1. Die Temperatur der anfänglichen Glühbehandlung sollte hoch genug sein und lang genug dauern, um zumindestens teilweise den Ferrit in Austenit zu verwandeln und um die verfestigenden Ausschei-

düngen, ζ. B. die Vanadium-, Niob- oder Titankarbide, -Nitride oder -Carbonitride im Austenit zu lösen, aber nicht so hoch oder nicht lang genug, daß ein merkliches Wachstum der Ferritkörner erreicht wird. Damit muß der Stahl mindestens auf die unterste eutektoide Temperatur von 732° C erwärmt werden.

2. Die 'Mindestverformung während des Formvorgangs des Stahls, die oben erwähnt wurde, muß 2% betragen.

Zusätzlich ist ein bevorzugtes Erfordernis des Vorgangs das Anlassen des Stahls etwa 5 Minuten lang bei 204⁰C oder für eine längere Zeit bei niederen Temperaturen, jedoch oberhalb der Raumtemperatur, die nötig ist, um die endgültige erforderliche Streckgrenze zu erhalten. Es ist nicht praktisch, den Alterungsvorgang bei Raumtemperatur durchzuführen. Versuche haben ergeben, daß der gleiche Erfolg des Alterungsvorganges wie bei einer Behandlung von 5 Minuten bei 204° C durch Erwärmen auf 149°C während 5 Stunden oder auf 132°C während eines Tages erreicht wird. Da die größte Festigkeitszunahme als Folge der Verformung auftritt, kann manchmal die Alterungsbehandlung durch Anlassen entfallen.

Das erfindungsgemäße Verfahren ist für die gegenwärtig gebräuchlichen Herstellungstechniken ideal geeignet Die Wärmebehandlung kann ohne weiteres bei den Walzwerken mit einem fortlaufenden Anlaßband ausgeführt werden. Die Verformbarkeit verschlechtert sich im Laufe der Zeit nicht Es wurden Erprobungen durchgeführt, die die Bindungen eines Herstellungsbandes in einem Walzwerk simulierten, und sie ergaben zufriedenstellende Resultate. Das Verformen der Einzelteile bei der Herstellung wird so durchgeführt, daß die Blechtafeln in eine Preßform eingelegt werden und daß die Tafeln etwa mit mindestens 2% Verformung nach dem Zugdehnungsdiagramm verformt werden. Das ist der Verformungswert, der bei dem Pressen der meisten Einzelteile von Kraftfahrzeugen auftritt Es wurden aus wärmebehandeltem HSLA 980X-Stahl, wie oben beschrieben, auf Herstellungspreßformen Stoßstangenverstärkungen für Kraftfahrzeuge gepreßt und gealtert, und die Resultate waren wie oben beschrieben. Schließlich kann die Alterung ohne zusätzliche Behandlung während des Einbrennens der Farben der Fahrzeuge ausgeführt werden. Die vorstehende Beschreibung beruht auf For schungs- und Entwicklungsarbeiten, die mit warmgewalztem HSLA-Stahl ausgeführt wurden. Weitere Entwicklungsarbeiten wurden ausgeführt, bei denen Proben aus einem warmgewalzten Stahl mit einer Stärke von 3,07 mm aus SAE 980 X-Stahl zuerst auf eine Stärke von 133 mm kaltgewalzt wurden, während andere auf eine Stärke von 1,00 mm gewalzt wurden. Beidesmal wurde das Walzen in der ursprünglichen Walzrichtung durchgeführt Der oben beschriebene Vorgang wurde an jeder Probengruppe durchgeführt, wobei die Resultate denen an dem warmgewalzten Material glichen, beziehungsweise ihnen überlegen waren.

Es ist zur Zeit bei den Walzwerken üblich, den HSLA-Stahl auf Kaltwalzmaße kaltzuwalzen, wobei sich eine Zugfestigkeit von etwa 690 MPa nach dem Kaltwalzvorgang ergibt, dann eine Kastenglühung durchzuführen, um einen Stahl mit einer Zugfestigkeit von etwa 415 bis 485 MPa und einer Streckgrenze von 345 bis 415 MPa zu erhalten. Im Gegensatz dazu werden durch die Anwendung der erfindungsgemaßen Wärmebehandlung, wie sie vorher zur Herstellung von kaltgewalztem HSLA-Stahl beschrieben wurden, Kaltwalzmaße von weniger als 13 mm erreicht, wobei die Streckgrenze bei 345 MPa liegt Nach der Verformung während des Formens des Stahls in eine vorbestimmte Form wird die Streckgrenze auf etwa 550 MPa angehoben. So kann das erfindungsgemäße Verfahren auch dazu benutzt werden, kaltgewalzten Maßstahl mit bemerkenswert überlegener Verformbarkeit zu erhalten, der die Werte unlegierten Kohlenstoffstahls mit einer Stärke von etwa 0,76 mm erreicht oder ihnen doch nahekommt

Somit lehrt die Erfindung ein Verfahren zum Verbessern der Verformbarkeit von HSLA Stählen in der Art, daß sie mit der Verformbarkeit der gegenwärtig benutzten Kohlenstoffstähle vergleichbar wird, ohne ihre überlegenen Festigkeitseigenschaften zu verschlechtern, wodurch die HSLA-Stähle in wesentlich dünneren Abmaßen benutzt werden können, was eine beträchtliche Einsparung in der Menge des benötigten Materials und mit beträchtlicher Gewichtsverringerung im Vergleich zur Menge und dem Gewicht des unlegierten Kohlenstoffstahles ergibt, der für den gleichen Zweck gebraucht wird.

Es ist auch noch darauf hinzuweisen, daß die Erfindung, obwohl speziell für SAE 980X-Stähle beschrieben, auch für andere HSLA-Stähle anwendbar ist

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (4)

Patentansprüche:

1. Verfahren zum Verbessern der physikalischen Eigenschaften eines hochfesten, niedriglegierten Kohlenstoff-Mangan-Stahls mit Legierungsbestandteilen aus der Gruppe der Karbide, Nitride und Carbonitride von Vanadium, Titan und/oder Niob durch Erwärmen, Abkühlen und Verformen des Stahls, dadurch gekennzeichnet,

daß der Stahl bei einer Temperatur von 732 bis 87FC so lange geglüht wird, bis dessen Gefüge wenigstens teilweise in Austenit umgewandelt wird, und ein wesentlicher Anteil der Legierungsbestandtefle in dem Austenit gelöst wird, ohne das Korn beträchtlich zu vergrößern,

daß der geglühte Stahl anschließend direkt auf etwa Raumtemperatur gekühlt wird, und
daß der Stahl durch eine mindestens 2%ige Dehnung verfesaigt wird.

2. Verfahren nach Ansprach 1, dadurch gekennzeichnet, daß der verfestigte Stahl wenigstens 5 Minuten lang bei etwa 200° C angelassen wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlen auf Raumtemperatur mit Luft durchgeführt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl zu Anfang auf eine Stärke von weniger als iß mm kaltgewalzt wird.