DE3323255C2 - - Google Patents
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Description
Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Titanstahlblechs
mit einer Zugfestigkeit von 70 kg/mm² oder mehr mit
verbesserter Formbarkeit und Zähigkeit bei tiefen Temperaturen,
gemäß Oberbegriff des Hauptanspruchs.
In jüngster Zeit ist das Bedürfnis für Stähle mit hoher Festigkeit
und guter Formbarkeit, die als Baumaterialien für
Gebäude und industriell angewandte Maschinen und Einrichtungen
verwendet werden können, gestiegen. Zur Befriedigung
dieses Bedürfnisses sind verschiedene Stahltypen entwickelt
und in den Handel gebracht worden. Darunter finden
sich Niobstähle, Vanadiumstähle und Titanstähle. Insbesondere
Titanstahl, d. h. ein Titan enthaltender Stahl,
ist wegen seiner niedrigen Herstellungskosten und seiner
hohen Zugfestigkeit attraktiv. Andererseits ist die Zähigkeit,
namentlich die Tieftemperaturzähigkeit des Titanstahls
im Vergleich zu derjenigen von Niobstählen und Vanadiumstählen
deutlich schlechter.
Andererseits wird wegen der Notwendigkeit der Erschließung
neuer Energiequellen beispielsweise die Ausbeutung
von Gas und Öl in großem Umfang selbst unter strengen Umgebungsbedingungen
durchgeführt. Demzufolge besteht ein
Bedürfnis für Baumaterialien, die unter solchen strengen
Bedingungen verwendet werden können. Beispielsweise treten
im Fall von hoch zugfesten Stahlblechen mit einer
Dicke von 4,5 mm oder mehr, die in einer kalten Umgebung
verwendet werden, Sprödbrüche in jenen Bereichen auf, in
denen eine plastische Verformung erfolgt ist. Auch aus
diesem Gesichtspunkt ist es äußerst erwünscht, über hochfeste
Stahlbleche zu verfügen, die eine verbesserte Tieftemperaturzähigkeit
aufweisen, so daß das Stahlblech unter
strengen Bedingungen in einer kalten Umgebung verwendet
werden kann und welches weitere verbesserte Eigenschaften
aufweist, wie eine hohe Zugfestigkeit und eine
gute Formbarkeit.
Warmgewalzte, hochfeste Titanstahlbleche zeichnen sich
dadurch aus, daß man zur Verbesserung ihrer Kaltformbarkeit
die Ausscheidungshärtung von TiC und die Bildung von
TiS (Einschlüsse des C-Typs, d. h. globuläre Einschlüsse)
anstelle der Bildung von MnS (Einschlüsse des A-Typs, d. h.
längliche Einschlüsse) anwendet. Es sind einige Druckschriften
herausgegeben worden, die die Härtung von Stahlplatten
durch die Zugabe von Titan behandeln, so beispielsweise
von L. Meyer et al. "Alloying possibilities
for increasing strength and toughness of weldable structural
steels" und von M. Korchynsky et al. "The role of
strong carbide and sulfide forming elements in the manufacture
of formable high strength low alloy steels" bei
dem Symposium, Low Alloy High Strength Steels, Nürnberg,
21. bis 23. Mai 1970, Seiten 9 bis 15 bzw. 17 bis 27.
Ein Verfahren, welches auf dieser Methode basiert, ist
beispielsweise in den japanischen Patentschriften der
Nr. 45 614/80 und 47 256/82 und den veröffentlichten japanischen
Patentanmeldungen mit den Nr. 84 422/81 und
41 325/81 beschrieben.
Gemäß den Lehren der japanischen Patentschriften 47 256/82
und 45 614/80 wird neben der Anwendung der Ausscheidungshärtung
von TiC Titan in wirksamer Weise dazu verwendet,
den Gehalt an Schwefel, Stickstoff und Sauerstoff zu vermindern.
Zur Sicherstellung einer guten Kaltformbarkeit
wird ein feines ferritisches Gefüge gebildet, wobei zum
Zwecke der Verhinderung der Bildung eines bainitischen
Gefüges der warmgewalzte Stahl bei einer gesteuerten Temperatur
im Bereich von 500 bis 680°C aufgehaspelt wird.
Die veröffentlichte japanische Patentanmeldung Nr. 41 325/81
offenbart ebenfalls das Aufhaspeln bei einer Temperatur
von 550 bis 650°C. Die veröffentlichte japanische Patentanmeldung
Nr. 84 422/81 offenbart die Herstellung von titanhaltigen
Stahlblechen mit einem Ferrit und Perlit enthaltenden
Gefüge, die nach dem Warmwalzen kaltgewalzt und
dann geglüht werden, um ein Stahlblech mit ausreichender
Zugfestigkeit zu ergeben.
Die in dieser Weise nach dem Stand der Technik hergestellten
titanhaltigen Stahlbleche zeigen nicht nur eine verbesserte
Festigkeit, sondern auch eine gute Kaltformbarkeit,
was durch die Tatsache belegt wird, daß eine an
den Kanten spanabhebend bearbeitete Proben dem "engen"
Kontaktbiegetest gemäß der japanischen Industrienorm (JIS)
zu widerstehen vermag.
Bei dem Biegetest nach dieser JIS-Norm werden bei sämtlichen
Proben die Kanten spanabhebend bearbeitet. Andererseits
werden in fast sämtlichen Fällen der technischen
Herstellung von Bauteilen die auf eine vorbestimmte Größe
abgeschnittenen Rohlinge unmittelbar kalt bearbeitet,
ohne daß die Schnittkanten entgratet werden. Demzufolge
muß im Hinblick auf die Anwendung die Kaltformbarkeit
handelsüblicher Stahlbleche über das Biegeverhalten von
Proben mit unbesäumten Kanten bewertet werden. Jüngere
Untersuchungen von kommerziell hergestellten titanhaltigen,
warmgewalzten Stahlblechen haben gezeigt, daß die
meisten von ihnen einschließlich der Bleche, die nach den
Methoden der japanischen Patentschriften 45 614/80 und
47 256/82 hergestellt worden sind, bei einem Biegetest unter
Verwendung von Proben mit unbesäumten Kanten ein
sehr schlechtes Verhalten zeigen, indem sich während des
Biegens Risse an den Kanten bilden.
Aus der DE-OS 21 33 744 ist ein Titanstahlblech
aus einem vollberuhigten Stahl der im Oberbegriff
des Anspruches 1 definierten Zusammensetzung bekannt,
das jedoch unter Anwendung einer Haspeltemperatur
von 680 bis 570°C zu einem Blech verarbeitet
worden ist.
Die DE-OS 23 65 156 offenbart ein Verfahren
zum Herstellen von Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit,
bei dem ein Stahl mit höherem Phosphorgehalt
eingesetzt und eine Warmwalztemperatur
von 980 bis 1100°C bzw. unterhalb 980°C und eine
Haspeltemperatur von 680 bis 500°C angewandt
werden.
Gegenstand der FR-OS 24 88 285 ist
ein warmgewalztes Titanstahlblech mit
einem Maximalgehalt von 0,08% Ti, welches
durch Warmwalzen unter üblichen Bedingungen
und bei Anwendung einer Haspeltemperatur
von 575 bis 350°C hergestellt wird.
Die US-PS 40 82 576 beschreibt die Herstellung
eines Titanstahlblechs durch Kaltwalzen
und lehrt die Ausbildung einer großen Menge
(0,015 bis 0,100 Vol.-%) kohärent ausgeschiedenen
Titans.
Unter Berücksichtigung dieser Tatsachen hat der Erfinder
der vorliegenden Anmeldung umfangreiche Untersuchungen
durchgeführt, im Hinblick darauf, die Formbarkeit von Rohlingen
aus Titanstahlblechen mit unbesäumten bzw. nicht
entgrateten Rändern und Kanten in der geschnittenen Form
zu verbessern ebenso wie die Tieftemperaturzähigkeit, die
bei Titanstahlblechen im allgemeinen gering ist. Als Ergebnis
davon hat sich gezeigt, daß titanhaltige Stahlbleche
mit verbesserter Formbarkeit und Tieftemperaturzähigkeit
ausgehend von einem Stahl hergestellt werden können,
der eine spezifische chemische Zusammensetzung aufweist
und dessen mikroskopisches Gefüge in bestimmter Weise gesteuert
wird.
Die Erkenntnisse dieser Untersuchungen, die letztlich zu
der Erfindung geführt haben, sind die folgenden:
Titanstahlbleche, die nach dem Warmwalzen bei einer üblichen
Haspeltemperatur (ca. 600°C) aufgehaspelt oder aufgewickelt
werden, können dem Biegetest mit engem Kontakt
gemäß der JIS-Norm widerstehen, so daß daraus zu schließen
ist, daß sie eine gute Formbarkeit besitzen. Wenn jedoch
Rohlinge mit geschnittenen, unbesäumten Rändern oder
Kanten dem gleichen Test unterzogen werden, ist es schwierig,
wegen der bereits in den unbesäumten Rändern vorhandenen
Risse, die durch die Sprödheit der Ferritkorngrenze,
die dem warmgewalzten Titanstahlblech eigen ist, verursacht
werden, die Bildung von Rissen zu vermeiden. Der
Grund für die große Wahrscheinlichkeit der Rißbildung an
der Ferritkorngrenze der Schneidekanten ist darin zu sehen,
daß die herkömmlichen Verfahren die Ausscheidungshärtung
von TiC anwenden, welche sich überwiegend nach dem
Warmwalzen bildet und die hohe Festigkeit des Materials
bedingt. Dabei erfolgt die Hauptmenge der feinteiligen
Ausscheidung des TiC nach dem Walzen innerhalb der Ferritkörner
und in geringem Umfang längs der Korngrenzen.
Weiterhin verursacht das Aufhaspeln des warmgewalzten
Stahlblechs bei höheren Temperaturen die Ausscheidung von
Zementit längs der Korngrenzen. Als Ergebnis davon wird
die Festigkeit der Korngrenze relativ zu der Matrix in
den Körnern vermindert und die Zähigkeit der Korngrenze
selbst kann verringert werden, so daß beim Abschneiden
aufgrund der eintretenden Scherkräfte die Spannungen sich
in den Korngrenzen konzentrieren, wodurch Mikrorisse in
den Schnittkanten gebildet werden. Diese Mikrorisse stellen
bei den anschließenden Biegemaßnahmen die Ausgangspunkte
für die Entwicklung von Rissen in den Ferritkorngrenzen
dar.
Es wird angenommen, daß die Ausscheidung von TiC nach dem
Walzen kohärent mit der Ferritmatrix erfolgt (d. h. von
großen Spannungen begleitet wird) und ohne weiteres zu
einer Versprödung des Stahls führt. Demzufolge wird angenommen,
daß das Unterdrücken der kohärenten Ausscheidung
des TiC in der Ferritmatrix sehr wichtig ist für die Erzeugung
eines warmgewalzten Titanstahlblechs mit verbesserter
Formbarkeit und Zähigkeit bei tiefen Temperaturen.
Durch diese Erkenntnisse ermutigt, hat der Erfinder der
vorliegenden Anmeldung seine Untersuchungen fortgesetzt
und gefunden, daß warmgewalzte Titanstahlbleche, deren
Rohlinge mit unbesäumten Kanten eine wesentlich bessere
Formbarkeit aufweisen als der herkömmliche durch TiC-Ausscheidung
gehärtete Stahl, dann hergestellt werden können,
wenn die folgenden Anforderungen erfüllt sind:
- (i) Der Stahl muß mit einer starken Dickenverminderung bei einer tiefen Temperatur warmgewalzt werden, so daß TiC inkohärent zu der Ferritmatrix gleichmäßig in dem gesamten Gefüge ausgeschieden wird, d. h., daß das TiC nicht nur in den Ferritkörnern ausgeschieden wird, sondern auch zum Zeitpunkt, da der Warmwalzvorgang beendet ist, in den Korngrenzen und daß die Ausscheidungshärtung dieses Typs von TiC dazu verwendet wird, die Festigkeit des Stahls zu steigern; und
- (ii) der Stahl muß nach dem Walzen abgeschreckt werden, um die Menge des kohärent ausgeschiedenen TiC möglichst gering zu halten und die Menge des in fester Lösung vorliegenden Ti zu steigern, wodurch die Bildung eines bainitischen Gefüges beschleunigt wird, was zu einer bemerkenswerten Steigerung der Festigkeit der Matrix führt.
Demzufolge zeigt nach den Erkenntnissen des Erfinders der
vorliegenden Erfindung ein warmgewalztes Titanstahlblech,
bei dem die Menge des inkohärent ausgeschiedenen Titans
möglichst groß ist, d. h. nicht weniger als 0,02 Gew.-%
beträgt und die Menge des kohärent ausgeschiedenen Titans
möglichst gering ist, d. h. nicht mehr als 0,015 Gew.-%
beträgt, eine verbesserte Kaltformbarkeit und eine gesteigerte
Zähigkeit einschließlich einer verbesserten
Rißbildungsbeständigkeit während des Biegens eines Rohlings
mit unbesäumten Rändern und Kanten. Weiterhin ist
es zur Steigerung der Menge des inkohärent ausgeschiedenen
Titans notwendig, das Warmwalzen bei einer relativ
niedrigen Temperatur mit einer großen Dickenverminderung
durchzuführen, d. h. bei einer Temperatur im Bereich von
800 bis 900°C bei einer Dickenverminderung von 30% oder
mehr. Andererseits ist es zur Verminderung der Menge des
kohärent ausgeschiedenen Titans und zur Beschleunigung
der Bildung eines bainitischen Gefüges, durch dessen Anwesenheit
die Verminderung der Festigkeit durch die Abnahme
der Menge des kohärent ausgeschiedenen Titans ausgeglichen
werden kann, notwendig, das Aufhaspeln oder
Aufwickeln nach dem Warmwalzen bei einer tiefen Temperatur
durchzuführen, d. h. bei einer Temperatur von 500
bis 200°C.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht somit darin,
ein gattungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Titanstahlblechs mit einer Zugfestigkeit
von 70 kg/mm² oder mehr mit verbesserter Tieftemperaturzähigkeit
und Kaltformbarkeit zu schaffen, welches eine
gesteigerte Beständigkeit gegen Rißbildung beim Biegen eines Rohlings
mit unbesäumten Kanten aufweist.
Diese Aufgabe wird nun gelöst durch die kennzeichnenden Merkmale des
Verfahrens gemäß Hauptanspruch.
Bevorzugte Ausführungsformen des Verfahrens sind
Gegenstand der Ansprüche 2 und 3.
Inkohärent ausgeschiedenes
Titan liegt als TiC vor, welches zum Zeitpunkt der Beendigung
des Warmwalzvorgangs ausgeschieden worden ist und welches
keine Spannungen um das ausgeschiedene TiC herum aufweist.
Kohärent ausgeschiedenes Titan liegt als TiC vor,
welches in feiner Form in der Ferritmatrix nach dem Warmwalzen
ausgeschieden ist, insbesondere nach dem Aufhaspeln
bei erhöhten Temperaturen und welches Spannungen um das
ausgeschiedene TiC herum aufweist. Es ist festzuhalten,
daß die inkohärente Ausscheidung
als Verunreinigungen vernachlässigbare Menge unvermeidbarer
Titanverbindungen, wie TiN, etc. enthalten kann.
Die Erfindung sei im folgenden näher unter Bezugnahme auf
die beigefügten Zeichnungen erläutert. In den Zeichnungen
zeigt
Fig. 1 eine Kurvendarstellung, welche die Beziehung
zwischen der Menge des kohärent ausgeschiedenen
Ti und drei mechanischen Eigenschaften
von warmgewalzten Titanstahlblechen verdeutlicht;
Fig. 2(a) eine Mikrophotographie des Gefüges einer
Blindprobe eines warmgewalzten Vergleichs-Titanstahlblechs;
Fig. 2(b) eine Mikrophotographie eines erfindungsgemäßen
Titanstahlblechs;
Fig. 3 eine Kurvendarstellung, die den Effekt der
Haspeltemperaturen auf die mechanischen Eigenschaften
des Titanstahlblechs verdeutlicht;
Fig. 4(a) eine Mikrophotographie eines Nital-geätzten
Mikrogefüges einen Titanstahls, der nach
dem gesteuerten Walzen nach dem Kühlschema I
abgekühlt und bei 400°C aufgehaspelt worden
ist; und
Fig. 4(b) eine Mikrophotographie eines Nital-geätzten
Mikrogefüges eines nach dem gesteuerten Walzen
bei 600°C aufgehaspelten Titanstahls.
Im folgenden sei das kritische Verhalten
des mikroskopischen Gefüges des hergestellten
Titanstahlblechs näher erläutert.
Die Härtung als Folge inkohärent ausgeschiedenen Titans
beeinträchtigt die Formbarkeit eines Rohlings mit unbesäumten
Kanten nicht, noch führt sie zu einer Versprödung
des Stahls. Wenn die Menge des inkohärent ausgeschiedenen
Ti weniger als 0,02 Gew.-% beträgt, ist der Härtungseffekt
gering und die Bildung eines hochfesten Stahls schwer zu
erreichen. Vorzugsweise beträgt die Menge des inkohärent
ausgeschiedenen Ti nicht weniger als 0,04 Gew.-%.
Die Härtung durch kohärent ausgeschiedenes Ti beeinträchtigt
nicht nur die Formbarkeit eines Rohlings mit unbesäumten
Rändern, sondern führt auch zu einer Versprödung
des Stahls. Demzufolge sollte erfindungsgemäß die Menge
des kohärent ausgeschiedenen Ti nicht mehr als 0,015 Gew.-%
und vorzugsweise nicht mehr als 0,010 Gew.-% betragen.
Bei den nachfolgend erläuterten Ausführungsbeispielen
wird die Menge des inkohärent ausgeschiedenen Ti als Menge
des in wäßriger Chlorwasserstoffsäure (1 : 1) unlöslichen
Ti von Proben gemessen, die durch Abschrecken von
Stählen nach Beendigung des Warmwalzvorgangs bei Temperaturen
oberhalb des Umwandlungspunkts Ar₃ in Wasser hergestellt
worden sind. Die Menge des kohärent ausgeschiedenen
Ti wird durch Subtrahieren der in dieser Weise gemessenen
Menge des inkohärent ausgeschiedenen Ti von der
Menge des in wäßriger Chlorwasserstoffsäure (1 : 1) unlöslichen
Ti in den Stahlendprodukten berechnet.
Die Menge des inkohärent ausgeschiedenen Ti kann durch
Warmwalzen des Stahls bei einem großen Dickenverminderungsverhältnis
bei Temperaturen oberhalb des Ar₃-Punkts
gesteigert werden, da in dieser Weise die Ausscheidung
von TiC in der austenitischen Phase begünstigt wird. Wie
bereits erwähnt, führt diese Methode nicht nur zu einer
Steigerung der Festigkeit des Stahls durch Ausscheidung
von TiC, sondern auch zur Erzeugung von weniger Spannungen
um das TiC herum, wodurch die Zähigkeitsverminderung
bei tiefer Temperatur verhindert wird, ein Phänomen, welches
dem herkömmlichen titanhaltigen warmgewalzten Stahl
eigen ist. Die kohärente Ausscheidung von Ti erfolgt in
der ferritischen Phase eines gewalzten Stahls, wenn dieser
bei einer hohen Temperatur (ca. 600°C) aufgehaspelt
wird, so daß dieses Phänomen dadurch auf ein Minimum gebracht
werden kann, daß man den warmgewalzten Stahl
schnell unter Bildung einer bainitischen Phase abkühlt
oder indem man verhindert, den Stahl bei einer Temperatur
in der Nähe von 600°C zu halten.
Das bainitische Gefüge ist erfindungsgemäß zur Steigerung
der Festigkeit des Stahls notwendig. Es hat sich gezeigt,
daß eine Zunahme des bainitischen Gefüges um 10 Vol.-%
die Zugfestigkeit um bis zu 5 bis 7 kg/mm² steigern kann.
Dabei ist festzuhalten, daß die Formbarkeit eines Rohlings
mit unbesäumten Kanten durch die Zunahme des Volumens
des bainitischen Gefüges nicht beeinträchtigt wird.
Zur Erzielung der angestrebten Zugfestigkeit muß der erfindungsgemäße
Stahl das bainitische Gefüge in einem Volumenanteil
von 20% oder mehr und vorzugsweise von 50%
oder mehr enthalten. Wenn das bainitische Gefüge jedoch
mehr als 90 Vol-% des Stahls ausmacht, ergibt sich eine
starke Verschlechterung der Formbarkeit des gebildeten
Stahlblechs. Demzufolge ist die Obergrenze auf 90 Vol.-%
festgesetzt.
Die Anwesenheit des ferritischen Gefüges in dem Titanstahl
ist dazu notwendig, die Formbarkeit des erfindungsgemäßen
Titanstahls zu verbessern. Zur Erzielung dieses
Zwecks ist ein ferritisches Gefüge in einer Menge von weniger
als 10 Vol.-% nicht wirksam. Vorzugsweise beträgt
der Anteil des ferritischen Gefüges 20 bis 50 Vol.-%. Der
Begriff "ferritisches Gefüge" steht für ein ferritisches
Gefüge, welches nicht warm bearbeitet worden ist, d. h.
das ferritische Gefüge, welches sich während des Kühlens
nach dem Warmwalzen bildet.
Wie bereits erwähnt, beeinträchtigen die kohärente Ausscheidung
von TiC und die Anwesenheit von großem TiN die
Tieftemperaturzähigkeit des Titanstahls.
Erfindungsgemäß wird zur Steigerung der inkohärenten Ausscheidung
von Ti der Titanstahl einem gesteuerten Walzvorgang
bei einer Temperatur von 900°C oder weniger bei
einer Verminderung der Dicke um 30% oder mehr unterworfen,
wobei der Walzvorgang bei einer Temperatur von 800°C
oder darüber beendet wird.
Wenn die Walztemperatur mehr als 900°C beträgt oder die
Dickenverminderung weniger als 30% ausmacht, wird keine
ausreichende Menge des inkohärent ausgeschiedenen Ti erhalten
und es kann auch kein Feingefüge erzielt werden,
so daß es schwierig ist, die Tieftemperaturzähigkeit sicherzustellen,
die für die Anwendung als Baumaterial notwendig
ist. Wenn andererseits das Stahlblech bei Temperaturen
von unterhalb 800°C fertiggewalzt wird, ergibt sich
ein übermäßig texturiertes Gefüge, wodurch die Isotropie
der mechanischen Eigenschaften und das Querbiegeverhalten
beeinträchtigt werden. Demzufolge wird das Stahlblech erfindungsgemäß
bei einer Temperatur von 900 bis 800°C bei
einer Dickenverminderung von 30% oder mehr gewalzt und
der Walzvorgang wird bei einer Temperatur von 800°C oder
darüber beendet.
Erfindungsgemäß wird nach dem oben angesprochenen gesteuerten
Warmwalzen das warmgewalzte Stahlblech schnell auf eine
Haspeltemperatur abgekühlt. Die Kühlgeschwindigkeit beträgt
dabei 5°K/s oder mehr. Ein solch schnelles Abkühlen ist erwünscht,
um beispielsweise die Umwandlung in ein bainitisches
Gefüge in einer Menge von etwa 50 Vol.-% zu erreichen.
Da ein relativ großer Teil des bainitischen Gefüges
gebildet wird, ist ein in dieser Weise schnell abgekühlter
oder abgeschreckter Stahl für die Herstellung von
hochfesten Stahlblechen geeignet.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung wird
das warmgewalzte Stahlblech durch Kühlen mit Luft oder
durch schnelles Abkühlen auf eine Temperatur in einem Bereich
abgekühlt, in dem ein ferritisches Gefüge und ein
austenitisches Gefüge gleichzeitig vorliegen können, um
in dieser Weise die Bildung des kohärent ausgeschiedenen
TiC zu unterdrücken. Nach diesem Abkühlen wird der gebildete
Stahl weiterhin mit Luft gekühlt, langsam abgekühlt
oder bei dieser Temperatur gehalten, um ein ferritisches
Gefüge in einer Menge von 10 Vol.-% oder mehr zu
bilden. Das in dieser Weise erzeugte ferritische Gefüge
ist sehr fein und führt zu einem verfestigten Gefüge.
Vorzugsweise beträgt der Anteil des in dieser Weise gebildeten
ferritischen Gefüges 10 bis 50 Vol.-%. Anschließend
wird das Stahlblech, welches einen Anteil von 10 Vol.-%
oder mehr des ferritischen Gefüges aufweist,
schnell auf eine Haspeltemperatur im Bereich von 500°C
bis 200°C abgekühlt, um in dieser Weise ein bainitisches
Gefüge zu erzeugen. Durch das schnelle Abkühlen auf die
Haspeltemperatur ohne Durchführung der oben erwähnten
Wärmebehandlung wird ein relativ großer Anteil bainitisches
Gefüge gebildet. Wenn jedoch eine weitere Steigerung
der Zähigkeit erforderlich ist, ist eine solche zusätzliche
Wärmebehandlung erwünscht, um in dieser Weise
eine zufriedenstellende Zähigkeit zu erreichen. Wenn das
schnelle Abkühlen auf die Haspeltemperatur nach der Bildung
des ferritischen Gefüges in einer Menge von 10 Vol.-%
oder mehr mit einer Abkühlgeschwindigkeit von weniger als
5°K/s durchgeführt wird, kann das angestrebte Ausmaß der
Festigkeit oder der Tieftemperaturzähigkeit nicht erreicht
werden. Demzufolge wird erfindungsgemäß eine Abkühlgeschwindigkeit
von 5°K/s angewandt, um das erwünschte Ausmaß der
Festigkeit und der Tieftemperaturzähigkeit zu erreichen.
Wie bereits erwähnt, ist, wenn die Haspeltemperatur oder
Aufwickeltemperatur oberhalb 500°C liegt, die Beeinträchtigung
des Biegeverhaltens eines Rohlings mit unbesäumten
Rändern und Kanten und der Umwandlungstemperatur bei dem
Charpy-Test erheblich. Wenn andererseits die Haspeltemperatur
unterhalb 200°C liegt, werden diese Eigenschaften
ebenfalls als Folge der Bildung eines martensitischen Gefüges
beeinträchtigt. Weiterhin unterliegt ein bainitisches
Gefüge, wenn dieses während des Abkühlens gebildet
wird, keiner Selbsttemperung während des Aufhaspelns oder
Aufwickelns, so daß die Zähigkeit nicht verbessert wird.
Demzufolge liegt erfindungsgemäß die Haspeltemperatur oder
Aufwickeltemperatur bei 500 bis 200°C und vorzugsweise bei
400 bis 200°C.
Die Erfindung sei im folgenden näher anhand der nachfolgenden
Beispiele erläutert.
Ein Stahl mit der in der nachfolgenden Tabelle I angegebenen
chemischen Zusammensetzung wird bei 850°C bei einer
Gesamtdickenverminderung von 50% fertiggewalzt und bei
600°C aufgehaspelt unter Bildung eines warmgewalzten
Stahlblechs mit einer Dicke von 6 mm. Das Blech enthält
0,07 Gew.-% inkohärent ausgeschiedenes Ti und 0,04 Gew.-%
kohärent ausgeschiedenes Ti.
Ein weiterer Stahl der gleichen chemischen Zusammensetzung
wird nach der erfindungsgemäßen Verfahrensweise bei
820°C mit einer Gesamtdickenverminderung von 50% fertiggewalzt,
dann mit einer Geschwindigkeit von 10°K/s
schnell auf 400°C abgekühlt und bei 400°C aufgehaspelt.
In dieser Weise wird ebenfalls ein Stahlblech mit einer
Dicke von 6 mm erzeugt, welches jedoch 0,08 Gew.-% inkohärent
ausgeschiedenes Ti und 0,005 Gew.-% kohärent ausgeschiedenes
Ti enthält.
Die mechanischen Eigenschaften der beiden titanhaltigen
warmgewalzten Stahlbleche sind in der nachfolgenden Tabelle
II angegeben.
Weiterhin werden Stahlproben der in der Tabelle I angegebenen
Zusammensetzung warmgewalzt und mit variierenden Geschwindigkeiten
abgekühlt unter Bildung von Stahlblechen,
die nicht mehr als 0,04 Gew.-% kohärent ausgeschiedenes
Ti enthalten. Die mechanischen Eigenschaften dieser Bleche
zusammen mit den Werten der Tabelle II sind in
der Fig. 1 gegen die Menge des kohärent ausgeschiedenen
Ti aufgetragen. Es ist ohne weiteres erkennbar, daß zufriedenstellende
mechanische Eigenschaften dann erreicht
werden, wenn die Menge des kohärent ausgeschiedenen Ti
auf einem Wert von nicht mehr als 0,015 Gew.-% gehalten
wird.
Die Fig. 2(a) zeigt eine Mikrophotographie des Gefüges
eines Rohlings (blank replica) des titanhaltigen, warmgewalzten
Vergleichs-Stahlblechs, wie es in der Tabelle
II angegeben ist, während die Fig. 2(b) eine Mikrophotographie
des ebenfalls in der Tabelle II angegebenen erfindungsgemäßen
Stahlblechs darstellt. Aus der Fig. 2(a)
ist zu erkennen, daß das herkömmliche Produkt ein Ferritgefüge
und ein sphärisches Zementitgefüge umfaßt. Dabei
ist die TiC-Ausscheidung innerhalb der Ferritkörnchen
deutlich, während die Ausscheidung längs der Ferritkorngrenzen
weniger deutlich ist und eine weiße ausscheidungsfreie
Zone erkennbar ist. Andererseits zeigt die in
der Fig. 2(b) dargestellte Mikrophotographie des erfindungsgemäßen
Stahlblechs eine geringe Menge des ferritischen
Gefüges und eine TiC-Ausscheidung, die sich deutlich
von der der herkömmlichen Proben unterscheidet. Der
Anteil des Ferritgefüges beträgt 15 Vol.-% und der des
Bainitgefüges 85 Vol.-%.
Man bereitet 20 Stahlproben mit den in der nachfolgenden
Tabelle III angegebenen chemischen Zusammensetzungen
durch ein Schmelz/Gieß-Verfahren unter Anwendung eines
Hochfrequenzofens. Die Stahlproben A bis H entsprechen
der erfindungsgemäßen Lehre, während die Stahlbleche I
bis T Vergleichsproben außerhalb des beanspruchten Rahmens
darstellen. Die Mengen der Bestandteile außerhalb
des erfindungsgemäß definierten Bereichs sind durch ein
Sternchen kenntlich gemacht.
Durch Warmwalzen der betreffenden Proben bei den in der
nachfolgenden Tabelle IV angegebenen Bedingungen, wobei
die außerhalb des Rahmens der Erfindung liegenden Stahlproben
und die Werte der Parameter außerhalb des erfindungsgemäß
definierten Bereichs ebenfalls durch einen
einzigen Stern kenntlich gemacht sind, werden warmgewalzte
Stahlbleche mit einer Dicke von 6 mm hergestellt.
Die mechanischen Eigenschaften der 21 Proben der warmgewalzten
Stahlbleche sind ebenfalls in der Tabelle IV angegeben,
aus der zu erkennen ist, daß die Proben der Nr.
1 bis 8, die eine chemische Zusammensetzung des Stahls und
ein mikroskopisches Gefüge entsprechend der erfindungsgemäßen
Lehre aufweisen, eine hohe Zugfestigkeit und Zähigkeit
bei tiefen Temperaturen besitzen und bei Rohlingen mit unbesäumten
Rändern ein gutes Biegeverhalten aufweisen. Andererseits
zeigen die Vergleichsproben der Nr. 9 bis 21,
deren Zusammensetzung des Stahls und/oder deren mikroskopische
Gefüge außerhalb des erfindungsgemäß definierten
Bereichs liegen, eine niedrige Zugfestigkeit (siehe beispielsweise
die Probe Nr. 11), eine geringe Zähigkeit
bei tiefen Temperaturen oder ein schlechtes Biegeverhalten
von Rohlingen mit unbesäumten Rändern.
Man bereitet einen Stahl der Zusammensetzung 0,10 Gew.-%
C, 0,30 Gew.-% Si, 1,65 Gew.-% Mn, 0,002 Gew.-% S, 0,17 Gew.-%
Ti, 0,025 Gew.-% Al, 0,0035 Gew.-% N, Rest Fe.
Dieser Stahl wird bei 900°C oder darunter mit einer Dickenverminderung
von 50% warmgewalzt, bei 820°C unter
Bildung eines warmgewalzten Stahlblechs mit einer Dicke
von 6 mm fertiggewalzt und dann mit einer Abkühlgeschwindigkeit
von 10°K/s auf die Haspeltemperatur abgekühlt.
Die Biegeeigenschaften eines Rohlings mit unbesäumten und
nichtentgrateten Rändern und Kanten als auch die Umwandlungstemperatur
bei dem Charpy-Test nehmen graduell ab,
wenn die Haspeltemperatur oberhalb 400°C liegt. Insbesondere
verschlechtern sich diese Eigenschaften derart stark,
daß das erhaltene Blech für die praktische Anwendung nicht
mehr geeignet ist, wenn die Haspeltemperatur über 500°C
liegt. Die Stahlbleche, die bei einer Temperatur im Bereich
von 500 bis 200°C und vorzugsweise von 400 bis 200°C
aufgehaspelt worden sind, zeigen eine deutlich verbesserte
Formbarkeit und eine gesteigerte Tieftemperaturzähigkeit.
Wenn die Haspeltemperatur unterhalb 200°C liegt, verschlechtern
sich diese Eigenschaften wieder.
Unter Anwendung der Maßnahmen des Beispiels 2 bereitet man
19 Stahlproben mit der in der nachfolgenden Tabelle V angegebenen
chemischen Zusammensetzung.
Dann bildet man durch Warmwalzen dieser Proben unter Anwendung
der in der Tabelle VI angegebenen Bedingungen
warmgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von 6 mm. In der
Tabelle VI sind wiederum die außerhalb des erfindungsgemäßen
Bereichs liegenden Stahlproben und die Zahlenwerte
der außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs
liegenden Parameter durch ein Sternchen kenntlich gemacht.
Die mechanischen Eigenschaften der 22 warmgewalzten Stahlbleche
sind ebenfalls in der Tabelle VI dargestellt, aus
der zu erkennen ist, daß die Proben der Nr. 1 bis 8, deren
chemische Zusammensetzung des Stahls und deren mikroskopische
Gefüge der erfindungsgemäßen Definition entsprechen
und mit Hilfe der erfindungsgemäßen Verfahrensweise gebildet
worden sind, eine hohe Zugfestigkeit und Zähigkeit bei
tiefen Temperaturen aufweisen und ein gutes Biegeverhalten
von Rohlingen mit unbesäumten Rändern zeigen. Andererseits
besitzen die Vergleichsproben der Nr. 9 bis 22, deren chemische
Zusammensetzung des Stahls, deren mikroskopische
Gefüge und deren Bedingungen beim Warmwalzen und Haspeln
außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs liegen,
eine geringe Zugfestigkeit oder eine niedrige Zähigkeit
bei tiefen Temperaturen und ein schlechtes Biegeverhalten
der Rohlinge mit unbesäumten Rändern. Insbesondere zeigt
die Probe Nr. 9, die keinem gesteuerten Walzvorgang unterworfen
und bei einer zu tiefen Temperatur aufgehaspelt
worden ist, kein Mikrogefüge aus einer geringen Menge
feinen Ferrits und feinen Bainits, sondern ein grobes
Bainitgefüge, was zu einer deutlichen Verschlechterung
der Zähigkeit führt.
Es ist weiterhin festzuhalten, daß die Stahlproben D, F,
G und H, die Ca enthalten, ein deutlich verbessertes Biegeverhalten
der Rohlinge mit unbesäumten Rändern zeigen.
Man wiederholt die Maßnahmen des Beispiels 3 mit dem Unterschied,
daß man nach Beendigung des Warmwalzens die
warmgewalzten Stahlbleche gemäß einem der beiden folgenden
Kühlschemata auf die Haspeltemperatur abkühlt. Das
eine Kühlschema besteht darin, das warmgewalzte Blech mit
einer Abkühlgeschwindigkeit von 20°K/s mit Wasser abzukühlen,
bis es eine Temperatur von 650°C erreicht, dann
während 10 Sekunden mit Luft zu kühlen und schließlich
mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 20°K/s mit Wasser auf
die Haspeltemperatur abzukühlen (Kühlschema I). Das andere
Kühlschema besteht darin, das warmgewalzte Blech mit
Wasser mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°K/s auf
die Haspeltemperatur abzukühlen (Kühlschema II). Die mechanischen
Eigenschaften der in dieser Weise erhaltenen
warmgewalzten Stahlbleche sind in Abhängigkeit von der
Haspeltemperatur in der Fig. 3 dargestellt. Wie aus den
Kurvendarstellungen der Fig. 3 zu erkennen ist, nehmen
die Biegeeigenschaften eines Rohlings mit unbesäumten Rändern
als auch die Umwandlungstemperatur des Materials bei
dem Charpy-Test graduell ab, wenn die Haspeltemperatur
oberhalb 400°C liegt. Insbesondere verschlechtern sich
diese Eigenschaften derart stark, daß das entsprechende
Blech nicht länger für die praktische Anwendung geeignet
ist, wenn die Haspeltemperatur über 500°C ansteigt. Die
bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 200°C und
vorzugsweise von 400 bis 200°C aufgehaspelten Blechs zeigen
eine deutlich verbesserte Formbarkeit und Tieftemperaturzähigkeit.
Wenn die Haspeltemperatur unterhalb 200°C
liegt, verschlechtern sich diese Eigenschaften wieder.
Wenn weiterhin das Kühlschema I angewandt wird, zeigen
die erhaltenen Stahlbleche weiterhin verbesserte Eigenschaften
im Vergleich zu den Stahlblechen, die unter Anwendung
des Kühlschemas II hergestellt worden sind. Es
ist festzuhalten, daß der P-Gehalt einen Einfluß auf diese
Eigenschaften ausübt und daß ein P-Gehalt von nicht
mehr als 0,025 Gew.-% bevorzugt ist. In den Figuren stehen
die ausgefüllten Punkte für einen Phosphorgehalt von
0,025 Gew.-%, während die nicht ausgefüllten Kreispunkte
einem Phosphorgehalt von 0,006 Gew.-% entsprechen.
Die Fig. 4(b) zeigt eine Mikrophotographie eines Nital-geätzten
Mikrogefüges eines herkömmlichen warmgewalzten
Titanstahlblechs, welches bei 600°C aufgehaspelt worden
ist, während die Fig. 4(a) die Mikrophotographie eines
Stahlblechs verdeutlicht, welches nach dem Warmwalzen erfindungsgemäß
nach dem Kühlschema I abgekühlt und bei
400°C aufgehaspelt worden ist. Wie aus der Fig. 4(b) zu
erkennen ist, zeigt das Stahlblech, welches ohne gesteuertes
Abkühlen vor dem Aufhaspeln bei 600°C aufgehaspelt
worden ist, eine ungleichmäßige Korrosion der Ferritkorngrenzen.
Im Gegensatz dazu ist das in der Fig. 4(a) dargestellte
Gefüge frei von der Korrosion, die aus der
Fig. 4(b) zu erkennen ist.
Unter Anwendung der Verfahrensweise des Beispiels 4 bereitet
man 19 Stahlproben mit der in der Tabelle V angegebenen
chemischen Zusammensetzung.
Dann bildet man unter Anwendung der in der Tabelle VII
angegebenen Bedingungen durch Warmwalzen der betreffenden
Proben warmgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von
6 mm. In der Tabelle VII sind die außerhalb des erfindungsgemäßen
Rahmens liegenden Stahlproben und die Zahlen
der Parameter außerhalb des erfindungsgemäß definierten
Bereichs ebenfalls durch einen Stern gekennzeichnet.
Die mechanischen Eigenschaften und die metallurgischen
Gefüge der 22 Proben der warmgewalzten Stahlbleche sind
ebenfalls in den Tabellen VII und VIII dargestellt, wobei
die Tabelle VIII die Volumenanteile der bainitischen und
ferritischen Gefüge wiedergibt. Aus den Tabellen ist zu
erkennen, daß die Proben der Nr. 1 bis 9, deren chemische
Zusammensetzung des Stahls und deren mikroskopische
Gefüge der erfindungsgemäßen Definition entsprechen und
die nach der beanspruchten Verfahrensweise hergestellt
worden sind, eine hohe Zugfestigkeit und Zähigkeit bei
tiefen Temperaturen aufweisen und ein gutes Biegeverhalten
der Rohlinge mit nicht besäumten Kanten zeigen. Im
Gegensatz dazu besitzen die Vergleichsproben der Nr. 10
bis 22, deren chemische Zusammensetzung des Stahls, deren
mikroskopische Gefüge oder deren Bedingungen beim
Warmwalzen und Aufhaspeln außerhalb des erfindungsgemäßen
Bereichs liegen, eine geringe Zugfestigkeit, eine geringe
Zähigkeit bei tiefen Temperaturen oder ein schlechtes
Biegeverhalten der Rohlinge mit unbesäumten Rändern. Insbesondere
zeigt die Probe Nr. 10, die keinem gesteuerten
Walzvorgang unterworfen worden ist und bei einer zu tiefen
Temperatur aufgehaspelt wurde, kein Mikrogefüge, wie
es in der Fig. 4(a) dargestellt ist, welches ein kombiniertes
Gefüge aus 10 Vol.-% oder mehr feinen Ferrits und
einer wesentlichen Menge feinen Bainits zeigt, während
das Vergleichsmaterial ein grobes bainitisches Gefüge
aufweist, welches zu einer deutlichen Verschlechterung
der Zähigkeit führt.
Es ist weiterhin festzuhalten, daß die Stahlproben D, F,
G und H, die Ca enthalten, ein deutlich verbessertes Biegeverhalten
der Rohlinge mit nichtbesäumten Rändern zeigen.
Claims (3)
1. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten, hochfesten Titanstahlblechs
mit verbesserter Zähigkeit und Kaltverformbarkeit aus einem beruhigten Stahl, der
aus
0,05 bis 0,20% C,
bis 1,2% Si,
0,5 bis 2,0% Mn,
mehr als 0,08 bis 0,20% Ti,
bis 0,010% P,
bis 0,015% S,
0,005 bis 0,15% lösliches Al,
nicht mehr als 0,0080% O,
nicht mehr als 0,0080% N,
0 bis 1,0% Cr,
0 bis 0,0030% B,
0 bis 0,010% Ca,Rest Fe und herstellungsbedingten Verunreinigungen besteht, durch Warmwalzen, Abschrecken und Aufhaspeln, dadurch gekennzeichnet, daß man zur Erzeugung eines Gehaltes von nicht weniger als 0,02 Gew.-% inkohärent ausgeschiedenen Ti und nicht mehr als 0,015 Gew.-% kohärent ausgeschiedenen Ti von 20 bis 90 Vol-% eines bainitischen Gefüges und nicht weniger als 10 Vol.-% eines ferritischen Gefüges den beruhigten Stahl der obigen chemischen Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 800°C mit einer Gesamtdickenverminderung von nicht weniger als 30% warmwalzt,
das Warmwalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als 800°C beendet,
das in dieser Weise warmgewalzte Stahlblech nach Beendigung des Warmwalzens mit einer Kühlgeschwindigkeit von 5°K/s oder mehr schnell abkühlt, und
das in dieser Weise abgekühlte Stahlblech bei einer Temperatur im Bereich von 500°C bis 200°C aufhaspelt.
bis 1,2% Si,
0,5 bis 2,0% Mn,
mehr als 0,08 bis 0,20% Ti,
bis 0,010% P,
bis 0,015% S,
0,005 bis 0,15% lösliches Al,
nicht mehr als 0,0080% O,
nicht mehr als 0,0080% N,
0 bis 1,0% Cr,
0 bis 0,0030% B,
0 bis 0,010% Ca,Rest Fe und herstellungsbedingten Verunreinigungen besteht, durch Warmwalzen, Abschrecken und Aufhaspeln, dadurch gekennzeichnet, daß man zur Erzeugung eines Gehaltes von nicht weniger als 0,02 Gew.-% inkohärent ausgeschiedenen Ti und nicht mehr als 0,015 Gew.-% kohärent ausgeschiedenen Ti von 20 bis 90 Vol-% eines bainitischen Gefüges und nicht weniger als 10 Vol.-% eines ferritischen Gefüges den beruhigten Stahl der obigen chemischen Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 800°C mit einer Gesamtdickenverminderung von nicht weniger als 30% warmwalzt,
das Warmwalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als 800°C beendet,
das in dieser Weise warmgewalzte Stahlblech nach Beendigung des Warmwalzens mit einer Kühlgeschwindigkeit von 5°K/s oder mehr schnell abkühlt, und
das in dieser Weise abgekühlte Stahlblech bei einer Temperatur im Bereich von 500°C bis 200°C aufhaspelt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man
einen beruhigten Stahl der obigen chemischen Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 800°C mit einer Gesamtdickenverminderung von nicht weniger als 30% warmwalzt,
das Warmwalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als 800°C beendet,
das in dieser Weise warmgewalzte Stahlblech nach Beendigung des Warmwalzens mit der Abkühlgeschwindigkeit der Luftkühlung oder einer größeren Kühlgeschwindigkeit als der Luftkühlung auf eine Temperatur in einem Bereich abkühlt, in dem Ferrit und Austenit koexistieren,
dann das in dieser Weise abgekühlte Stahlblech mit Luft kühlt, langsam abkühlt oder hält, bis sich 10 Vol.-% oder mehr des ferritischen Gefüges gebildet haben, anschließend das ausgeschiedenen Ferrit enthaltende Stahlblech mit einer Kühlgeschwindigkeit von 5°K/s oder mehr abkühlt und
das in dieser Weise abgekühlte Stahlblech bei einer Temperatur im Bereich von 500°C bis 200°C aufhaspelt.
einen beruhigten Stahl der obigen chemischen Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 800°C mit einer Gesamtdickenverminderung von nicht weniger als 30% warmwalzt,
das Warmwalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als 800°C beendet,
das in dieser Weise warmgewalzte Stahlblech nach Beendigung des Warmwalzens mit der Abkühlgeschwindigkeit der Luftkühlung oder einer größeren Kühlgeschwindigkeit als der Luftkühlung auf eine Temperatur in einem Bereich abkühlt, in dem Ferrit und Austenit koexistieren,
dann das in dieser Weise abgekühlte Stahlblech mit Luft kühlt, langsam abkühlt oder hält, bis sich 10 Vol.-% oder mehr des ferritischen Gefüges gebildet haben, anschließend das ausgeschiedenen Ferrit enthaltende Stahlblech mit einer Kühlgeschwindigkeit von 5°K/s oder mehr abkühlt und
das in dieser Weise abgekühlte Stahlblech bei einer Temperatur im Bereich von 500°C bis 200°C aufhaspelt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das warmgewalzte
Stahlblech nach dem Abkühlen bei einer Temperatur im Bereich von
400°C bis 200°C aufgehaspelt wird.
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Legal Events
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8180 | Miscellaneous part 1 |
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