DE3323255C2

DE3323255C2 -

Info

Publication number: DE3323255C2
Application number: DE3323255A
Authority: DE
Inventors: Kazutoshi Kawanishi Hyogo Jp Kunishige
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1982-06-28
Filing date: 1983-06-28
Publication date: 1992-04-02
Also published as: GB8317181D0; DE3323255A1; FR2529231A1; GB2122644A; US4472208A; GB2122644B; FR2529231B1

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.

Inkohärent ausgeschiedenes Ti

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.-%.

Kohärent ausgeschiedenes Ti

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.

Volumenverhältnis des bainitischen Gefüges

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.

Volumenverhältnis des ferritischen Gefüges

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.

Warmwalzen

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.

Kühlen nach dem Warmwalzen

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.

Haspeltemperatur

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.

Beispiel 1

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.

Tabelle I

Tabelle II

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.-%.

Beispiel 2

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.

Beispiel 3

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.

Beispiel 4

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.

Beispiel 5

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.

Beispiel 6

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

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.

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.

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.