DE3441087A1

DE3441087A1 - Verfahren zur herstellung von stahlstaeben mit verbesserter kaltzaehigkeit und die dabei erhaltenen stahlstaebe

Info

Publication number: DE3441087A1
Application number: DE19843441087
Authority: DE
Inventors: Takahiko Adachi; Yoshihiko Nishinomiya Hyogo Kamada; Susumu Kitakyushu Fukuoka Kiyokoba; Fukukazu Nakasato; Kazuhiko Nara Nishida; Shunji Kitakyushi Fukuoka Ogata; Hiroo Kobe Hyogo Ohtani
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1983-11-11
Filing date: 1984-11-09
Publication date: 1985-05-30
Also published as: AU554218B2; LU85636A1; DE3441087C2; AU3521784A

Description

Beschreibung
Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von Stahlstäben mit hoher Festigkeit und verbesserter Zähigkeit selbst bei extrem niedrigen Temperaturen von -120°C oder darunter und die dabei erhaltenen Stahlstäbe.
Die Erfindung betrifft insbesondere ein Verfahren zur Herstellung von Stahlstäben mit in der angegebenen Weise verbesserten Tieftemperatureigenschaften und die dabei erhaltenen Stahlstäbe.
In den letzten Jahren hat die Nachfrage für Stahl stäbe zur Armierung von Beton, der in Umgebungen mit niedriger Temperatur verwendet werden soll (beispielsweise bei der Herstellung von Betonkonstruktionen in kalten Bereichen oder Polarregionen, von Betongefriereinrichtungen, Behältern für verflüssigte Gase einschließlich verflüssigtes Erdgas und verflüssigtes Propan und dergleichen) ständig zugenommen.
Als Materialien zur Herstellung von Armierungsstahlstäben für die Anwendung bei tiefen Temperaturen, die bei den oben angesprochenen Anwendungszwecken für Stahlbeton verwendet werden, sind ein 9 % Nickel enthaltender Stahl und ein austenitischer Stahl mit hohem Mangangehalt entwickelt worden, haben jedoch aufgrund ihrer hohen Kosten wegen des hohen Gehalts an kostspieligen Legierungselementen nur sehr begrenzte Anwendung gefunden.
Bei typischen Bauwerken aus Stahlbeton werden verstärkende Stahlstäbe gemäß der japanischen Industrienorm JIS G 3112 (Stahlstäbe mit einer Streckgrenze im Bereich von 412 bis 422 N/mm2 (42 bis 43 kgf/mm2), die durch Warmwalzen bei einer Fertigwalztemperatur von 1000 bis 9000C nach dem Erhitzen auf 1100 bis 12500C hergestellt worden sind) verwendet. Diese Stahlstäbe sind jedoch zur Anwendung bei oder oberhalb der Raumtemperatur ausgelegt und ihre mechanischen Eigenschaften, namentlich ihre Zähigkeit, verschlechtern sich stark, wenn sie den oben angesprochenen tiefen Temperaturen ausgesetzt werden, insbesondere extrem niedrigen Temperaturen von unterhalb -1000C.
Demzufolge sind in jüngster Zeit erhebliche Anstrengungen unternommen worden, Stahlstäbe zu entwickeln, die die erforderliche hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit auch dann besitzen, wenn sie extrem niedrigen Temperaturen ausgesetzt werden, wie man sie in Tanks für verflüssigtes Propan (-600C oder darunter), verflüssigtes Ethylen oder für verflüssigtes Erdgas (-1000C oder darunter) antrifft.
Wie bereits angesprochen wurde, ist anzunehmen, daß ein zunehmendes Bedürfnis für preiswerte Stahlstäbe besteht, die bei den oben angesprochenen niedrigen Temperaturen eine verbesserte Festigkeit und Zähigkeit aufweisen.
Demzufolge besteht die Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, billigere Stahlstäbe und ein Verfahren zu ihrer Herstellung anzugeben, welche Stahlstäbe eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit aufweisen und in zufriedenstellendem Ausmaß auch in einer Umgebung mit extrem niedriger Temperatur von -1200C oder darunter beibehalten, ohne daß es erforderlich ist, kostspielige Legierungselemente in großen Mengen zuzusetzen, wobei die verbesserten Tieftemperatureigenschaften eine Übergangstemperatur für das Auftreten von Rissen von nicht mehr als -1200C umfassen.
Diese Aufgabe wird nun gelöst durch die kennzeichnenden Merkmale des Verfahrens gemäß Hauptanspruch. Die Unteransprüche betreffen besonders bevorzugte Ausführungsformen dieses Erfindungsgegenstandes sowie die mit Hilfe dieser Verfahrensweise erhaltenen Stahlstäbe.
Bei den Untersuchungen, die zu der vorliegenden Erfindung geführt haben, haben stich folgende Erkenntnisse ergeben.
(a) Wenn man einen Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,02 bis 0,10 Gew.-% (wobei hier und im folgenden sämtliche die chemische Zusammensetzung der Stähle betreffenden Prozentsätze auf das Gewicht b.ezogen sind), dem Mn, Mo und Nb in spezifischen Mengen zugegesetzt worden sind, einem Warmwalzvorgang bei niedrigerer Heiztemperatur und niedrigerer Fertigwalztemperatur unterwirft, so besitzt der gewalzte Stahl ein Gefüge mit fein dispergierten ferritischen und bainitischen Phasen, welches eine durchschnittliche Korngröße von nicht mehr als 10 Mm aufweist und der vorzugsweise 10 bis 30 Vol.-% bainitischer Phasen in feindispergierter Form in der ferritischen Phase enthält. Die feinkörnigen bainitischen Phasen üben eine günstige Wirkung auf die Verbesserung der Festigkeit der Stähle aus, so daß der warmgewalzte Stahl eine signifikant verbesserte Festigkeit, d. h. Streckgrenze von mehr als 392 N/mm2 (40 kgf/mm2) aufweist, was mit Stählen mit einer einzigen ferritischen Phase nicht erzielt werden kann. Da die Körner sehr fein sind, zeigt der warmgewalzte Stahl zusätzlich eine in signifikanter Weise verbesserte Kaltzähigkeit auf.
(b) Die Zähigkeit des oben angesprochenen warmgewalzten Stahls mit einer Struktur aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen kann weiter dadurch verbessert werden, daß der P-Gehalt und/oder der S-Gehalt des Stahls auf weniger als 0,010 % begrenzt wird.
Wenngleich der Mechanismus nicht vollständig ersichtlich ist, wird angenommen, daß die oben angesprochene weitere Verbesserung aus dem folgenden Grund erreicht wird. Stäle enthalten im allgemeinen etwa 0,02 % an jeweils P und S als herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei die in Stählen als Verunreinigungen enthaltenen Elemente P und S dazu neigen, sich während der Umwandlung von der austenitischen Phase in die ferritische Phase und von der ferritischen Phase in die bainitische Phase in beträchtlichem Ausmaß in der bainitischen Phase anzusammeln. Wenn der Gehalt eines oder beider Elemente P und S in dem Stahl auf weniger als 0,010 % begrenzt wird, kann das Ausmaß der Aufkonzentration dieser Elemente in den bainitischen Phasen verringert werden, so daß die Verschlechterung der Zähigkeit der bainitischen Phasen wegen der Ansammlung der Verunreinigungen auf ein Minimum gebracht werden kann, was es den bainitischen Phasen ermöglicht, sich in der ferritischen Matrix zu dispergieren, um in dieser Weise zu der Steigerung der Festigkeit des Stahls ohne Verlust seiner Zähigkeit beizutragen.
(c) Das Tempern des in dieser Weise erhaltenen Stahls bei einer spezifischen Temperatur bewirkt eine Verbesserung der Streckgrenze in dem Ausmaß, daß sich eine Steigerung der Festigkeit im Bereich von 49 bis 98 N/mm2 (5 bis 10 kgf/ mm2) ergibt, was die Kaltzähigkeit weiter verbessert.
Es wird angenommen, daß die in den bainitischen Phasen der fertiggewalzten Stähle vorhandenen mobilen Dislokationen während des Temperns durch gelöstes C oder N oder Ausfällungen davon fixiert werden.
(d) In dieser Weise können Stahlstäbe mit ausgezeichneten Tieftemperatureigenschaften, die nach dem Stand der Technik nicht erhalten werden konnten, durch Warmwalzen eines Stahls bei strenger Steuerung seiner chemischen Zu- sammensetzung und der Warmwalzbedingungen und gegebenenfalls gefolgt durch das Tempern bei einer bestimmten Temperatur hergestellt werden.
Gegenstand der Erfindung ist daher ein Verfahren zur Herstellung von Stahlstäben mit verbesserter Tieftemperaturzähigkeit bzw. Kaltzähigkeit, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß ein Rohblock oder ein vorgewalzter Block bzw. ein Block oder ein Knüppel aus einem Stahl, der im wesentlichen die folgende, auf das Gewicht bezogene Zusammensetzung aufweist: C: 0,02 bis 0,10 % Si: nicht mehr als 0,5 % Mn: 1,10 bis 2,50 % Mo: 0,15 bis 0,50 % Nb: 0,010 bis 0,100 % Al: 0,010 bis 0,100 % und gegebenenfalls eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus den folgenden: Cu: 0,05 bis 0,30 % Ni: 0,05 bis 1,20 % Cr: 0,05 bis 1,20 % Ti: 0,01 bis 0,05 % und B: 0,0005 bis 0,0030 % Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, auf eine das anschließende Warmwalzen ermöglichende Temperatur, die jedoch 10000C nicht übersteigt, erhitzt wird; der erhitzte Rohblock, Block oder Knüppel unter solchen Bedingungen durch Warmwalzen zu einem Stab verformt wird, daß die Fertigwalztemperatur oder Endtemperatur nicht höher als 8500C liegt und die Gesamtquerschnittsverringerung im Temperaturbereich zwischen 8800C und der Fertigwalztemperatur bzw. der Endtemperatur mindestens 60 % beträgt; und der warmgewalzte Stab durch Luftkühlung auf Raumtemperatur gebracht wird.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird der abgekühlte Stahlstab weiter einer Temperbehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 7000C unterworfen.
Einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Erfindung zufolge wird der Gehalt mindestens eines der Elemente P und S, die in dem Stahl als herstellungsbedingte Verunreinigungen enthalten sind, wie folgt gesteuert: P: weniger als 0,010 % und S: weniger als 0,010 %.
Die in dieser Weise hergestellten Stahlstäbe, die bainitische Phasen in feindispergierter Form in den ferritischen Phasen enthalten und die eine Korngröße der bainitischen Phase von 10 Mm oder weniger, vorzugsweise von 3 bis 7 um oder weniger aufweisen, besitzen eine Streckgrenze von mindestens 392 N/mm2 (40 kgf/mm2), einen vTrs-Wert von -1200C oder niedriger und einen vE 120-Wert von annähernd 295 N/mm2 (30 kgf/mm2).
Die Erfindung sei im folgenden näher unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen erläutert. In den Zeichnungen zeigen: Fig. 1 bis 5 Kurvendarstellungen, die die Beziehung zwischen den Zugeigenschaften und der Korngröße der bainitischen Phase der Stähle Nr. 1 und 12 wiedergeben, die gemäß den Herstellungsbeispielen der Erfindung bereitet worden sind.
Im folgenden seien die chemische Zusammensetzung des Stahls und die Bedingungen des Warmwalzvorgangs und der Wärmebehandlung, die erfindungsgemäß angewandt werden, näher erläutert.
A. Chemische Zusammensetzung des Stahls a) Kohlenstoff (C): Kohlenstoff sollte vorhanden sein, um den Stahlstäben die erforderliche Festigkeit zu verleihen. Die Anwe- senheit von weniger als 0,02 % C ist zur Erzielung der angestrebten Festigkeit nicht ausreichend, während die Zugabe von C in einer Menge von mehr als 0,10 % zur Bildung von Perlitphasen in dem Gefüge des Stahl stabs führen kann, was zu einer Verschlechterung der Zähigkeit führt. Somit ist der Kohlenstoffgehalt in der Weise definiert, daß er erfindungsgemäß zwischen 0,02 und 0,10 % und vorzugsweise zwischen 0,04 und 0,08 % liegt.
b) Silicium (Si): Silicium ist ein wirksames Desoxidationselement und wird im allgemeinen in einer Menge von 0,15 bis 0,35 % zugesetzt. Die Zugabe von Silicium ist jedoch in jenen Fällen, da Aluminium in einer zur Bewirkung der Desoxidation ausreichenden Menge vorhanden ist, nicht immer notwendig. Weiterhin kann die Anwesenheit von mehr als 0,5 % Si die Warmbearbeitungseigenschaften des Stahls beeinträchtigen. Daher ist die Obergrenze des zugesetzten Si auf 0,5 % festgesetzt. Vorzugsweise liegt der Si-Gehalt im Bereich von 0,20 bis 0,30 %.
c) Mangan (Mn): Mangan ist ein zur Entschwefelung der Stähle notwendiges Element. Es wird in Form einer festen Lösung in der Stahlmatrix gelöst, was nicht nur zu einer Steigerung der Festigkeit des Stahls führt, sondern diesem auch die notwendige Härtbarkeit verleiht. Es sollten mindestens 1,10 % Mn in dem Stahl vorhanden sein, um dem Stahl die erforderliche Festigkeit und die Tieftemperatureigenschaften über die Bildung feindispergierter ferritischer und bainitischer Phasen bei den erfindungsgemäß angewandten Warmwalzbedinungen zu verleihen. Die Zugabe von mehr als 2,50 % Mn kann jedoch zu einer signifikanten Segregation führen, was eine Verschlechterung der Zähigkeit und der Schweißbarkeit des Stahls mit sich bringt. Demzufolge ist der Mn-Gehalt erfindungsgemäß auf zwischen 1,10 % und 2,50 % und vorzugsweise zwischen 1,80 und 2,00 % definiert.
d) Molybdän (Mo): Molybdän ist ein Element, welches zu einer wirksamen Verbesserung der Festigkeit der Stähle führt, ohne daß ihre Zähigkeit beeinträchtigt wird. Weiterhin ist bei dem erfindungsgemäßen Verfahren Molybdän wesentlich dafür, die Härtbarkeit des Stahls zu steuern und das gewünschte Gefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen in dem gewalzten Stahl zu entwickeln. Diese Wirkungen des Molybdäns können nicht in angemessener Weise erreicht werden, wenn der Mo-Gehalt weniger als 0,15 % beträgt, wobei sich jedoch eine Sättigung und keine weiteren zusätzlichen Vorteile ergeben, wenn Mo in einer Menge von mehr als 0,50 % vorhanden ist. Daher wird erfindungsgemäß Mo in einer menge von 0,15 bis 0,50 % und vorzugsweise von 0,30 bis 0,40 % zugesetzt.
e) Niob (Nb): Niob ist ein Element, welches zur Bildung des Gefüges aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen wesentlich ist und welches daher für die erfindungsgemäßen Zwecke kritisch ist. Bei einem Nb-Gehalt von weniger als 0,010 % ist es schwierig, die Vergröberung der austenitischen Körner während des Erwärmens des Stahl-Rohblocks oder -Knüppels (auf eine Temperatur von nicht mehr als 1000"C) vor dem Warmwalzgang zu verhindern, was es letztlich unmöglich macht, das angestrebte Gefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen zu erzeugen. Diese inhibierende Wirkung des Niobs auf die Vergröberung der austenitischen Körner erreicht eine Grenze, wenn der Nb-Gehalt 0,100 % beträgt, so daß die Zugabe überschüssiger Mengen Niobs lediglich die Kosten des Stahls entsprechend steigert. Daher ist der Nb-Gehalt erfindungsgemäß auf zwischen 0,010 und 0,100 % und vorzugsweise zwischen 0,03 und 0,07 % definiert.
f) Aluminium (Al): Aluminium ist nicht nur ein wirksames Desoxidationsmittel für Stähle, sondern übt eine ähnliche Wirkung wie Niob bezüglich der Verhinderung der Vergröberung der austenitischen Körnchen während des Erhitzens vor dem Warmwalzvorgang aus. Diese Effekte können dann nicht erreicht werden, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,010 % beträgt. Die Zugabe von mehr als 0,100 % Al kann jedoch zu einer Beeinträchtigung der Warmbearbeitbarkeit führen. Daher sollte der bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendete Stahl 0,010 % bis 0,100 %, vorzugsweise 0,020 bis 0,060 % Al enthalten. Der Al-Gehalt kann sich auch von 0,010 bis 0,050 % erstrecken.
g) Kupfer (Cu): Kupfer bewirkt eine wirksame Steigerung der Festigkeit des Stahls ohne merklichen nachteiligen Einfluß auf seine Zähigkeit. Daher kann erfindungsgemäß Kupfer gegebenenfalls zugesetzt werden, wenn es erwünscht ist, dem Stahl eine zusätzliche Festigkeit zu verleihen. Zu diesem Zweck sollten zur Erzielung zufriedenstellender Ergebnisse mindestens 0,05 % Cu zugesetzt werden, während die Zugabe von mehr als 0,30 % Cu zu einer Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit des Stahls führen kann. Demzufolge erstreckt sich der Gehalt von Kupfer, wenn dieses zugesetzt wird, erfindungsgemäß von 0,05 bis 0,30 % und vorzugsweise von 0,15 bis 0,25 %.
h) Nickel (Ni): Da Nickel in wirksamer Weise die Kaltzähigkeit des Stahls verbessert, insbesondere dann, wenn es in einer Menge von mindestens 0,05 % zugesetzt wird, kann die erfindungsgemäß verwendete Stahl zusammensetzung gegebenenfalls 0,05 % oder mehr Nickel und vorzugsweise 0,50 % oder mehr Nickel enthalten. Der Ni-Gehalt sollte jedoch 1,20 % nicht übersteigen, da die Zugabe von mehr als 1,20 % Ni die Kosten des Stahls steigert und die Empfindlichkeit des Stahls gegen Abschuppen erhöht sowie zu anderen Effekten Anlaß gibt, die durch die Anwesenheit von Wasserstoff während der Herstellung des Stahls verursacht werden.
i) Chrom (Cr): Wenn es erwünscht ist, dem Stahl eine zusätzliche Festigkeit zu verleihen, kann gegebenenfalls Chrom zugesetzt werden, da dieses Element die Festigkeit der Stähle in wirksamer Weise verbessert. Wenn Chrom zugesetzt wird, sollte dieses Element in einer Menge im Bereich von 0,05 bis 1,20 % in dem Stahl vorhanden sein, da die Zugabe von weniger als 0,05 % Cr den gewünschten Effekt nicht in ausreichendem Maße ermöglicht, während die Zugabe von mehr als 1,20 % Cr zu einer Verschlechterung der Kaltbearbeitbarkeit des Stahls führen kann. Der bevorzugte Cr-Gehalt erstreckt sich von 0,30 bis 0,80 %.
j) Titan (Ti): Ebenso wie Niob und Aluminium dient Titan dazu, die Korngröße der austenitischen Körnchen zu verringern und bewirkt ein Gefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen. Daher kann gegebenenfalls Titan zu der Stahlzusammensetzung zugegesetzt werden. Die Wirkung des Titans kann jedoch bei einer Zugabemenge von weniger als 0,01 % nicht erreicht werden, während die Zugabe von mehr als 0,05 % Ti zu einer Vergröberung der in dem Stahl gebildeten Titancarbonitriddteilchen und einer Zunahme der Anzahl dieser Teilchen führen kann, was zu einer Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit führt. Daher liegt der Gehalt an Titan, wenn dieses Element zugesetzt wird, im Bereich von 0,01 bis 0,05 % und vorzugsweise im Bereich von 0,015 bis 0,030 %.
k) Bor (B): Die Zugabe von Bor in geringen Mengen führt zu einer Verbesserung der Härtbarkeit der Stähle, so daß Bor zugesetzt werden kann, wenn es angestrebt wird, die Festigkeit des Stahls weiter zu steigern. Die gewünschte Wirkung des Bors ist mit weniger als 0,0005 % B nicht erreichbar, während die Zugabe von mehr als 0,0030 % B zu einer Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit der Stähle führen kann. Daher sollte Bor, wenn dieses zugesetzt wird, in einer Menge von 0,0005 bis 0,0030 % und vorzugsweise von 0,0005 bis 0,0020 % vorhanden sein.
1) Phosphor (P) und Schwefel (S): Der Gehalt an Phosphor und Schwefel ist erfindungsgemäß wesentlich.
Erfindungsgemäß kann das Gefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen durch die Anwendung einer spezifischen chemischen Zusammensetzung des Stahls in Kombination mit bestimmten Warmwalzbedingungen erreicht werden, so daß eine Stahlmatrix mit guter Zähigkeit erhalten wird. Die Zähigkeit dieser feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen kann in bemerkenswerter Weise dadurch verbessert werden, daß man den Gehalt an mindestens einem und vorzugsweise beiden Elementen P und S in dem Stahl auf weniger als 0,010 % begrenzt.
Es ist gut bekannt, daß bei einem abgeschreckten und getemperten Stahl die Zähigkeit der getemperten martensitischen Phasen durch Absenken des P- und Gehalts verbessert werden kann. Erfindungsgemäß hat es sich jedoch gezeigt, daß nicht nur in getemperten martensitischen Phasen, sondern auch in feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen durch das Absenken des Gehalts an mindestens einem der Elemente P und S auf weniger als 0,010 % eine signifikante Steigerung der Kaltzähigkeit erreicht werden kann.
Wie bereits erwähnt, werden P und S während der Umwandlung, die ausgehend von Austenit abläuft, innerhalb der bainitischen Phasen des Gefüges mit den gemischten Phasen angereichert, wodurch die Zähigkeit des erhaltenen Stahls beeinträchtigt wird. Wenn jedoch der Gehalt an mindestens einem der Elemente P und S in dem Stahl auf weniger als 0,010 % abgesenkt wird, wird die Anreicherung der bainitischen Phase mit P und S verringert, so daß die Anwesenheit des Bainits in wirksamer Weise zu einer Steigerung der Festigkeit des Stahls ohne Beeinträchtigung seiner Zähigkeit beitragen kann. Mit anderen Worten bewirkt die Anwesenheit der bainitischen Phasen eine wirksame Verbesserung der Festigkeit als auch der Zähigkeit im Fall von Stahlstäben nur dann, wenn die bainitischen Phasen im wesentlichen frei sind von Konzentrationen an S und/ oder P.
Auf der Grundlage dieser Erkenntnisse wird erfindungsgemäß der Gehalt von als herstellungsbedingte Verunreinigung vorhandenem P und S vorzugsweise in der Wei- se gesteuert, daß mindestens einer der Gehalte an P und S die folgenden Anforderungen erfüllt: P: weniger als 0,010 % und S: weniger als 0,010 %.
Solange entweder der P-Gehalt oder der S-Gehalt weniger als 0,010 % beträgt, zeigt der erhaltene warmgewalzte Stahlstab die angestrebte zusätzliche Verbesserung der Kaltzähigkeit, selbst wenn der andere Bestandteil in einer Menge vorhanden ist, die man in Stählen findet, die in üblicher Weise hergestellt worden sind.
B. Bedingungen für das Warmwalzen und die Wärmebehandlung ,a) Aufheiztemperatur vor dem Warmwalzen: Es hat sich gezeigt, daß, wenn der Rohblock oder Knüppel vor dem Warmwalzen auf eine Temperatur von mehr als 1000"C erhitzt wird, während dieses Erhitzens eine Vergröberung der austenitischen Körnchen in dem Stahl erfolgen kann, selbst wenn der Stahl die erfindungsgemäß definierte Zusammensetzung besitzt, was zur Folge hat, daß es nicht möglich ist, das gewalzte Gefüge mit feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen zu erzeugen und in dieser Weise die angestrebte Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit zu erreichen. Daher sollte die Temperatur, auf die der Rohblock oder Knüppel vor dem Warmwalzen erhitzt wird, d. h. die Anfangstemperatur, nicht mehr als 10000C betragen. Es können tiefere Temperaturen ohne Verluste der Tieftemperatureigenschaften der warmgewalzten Stahlstäbe angewandt werden. Wenn jedoch die Anfangstemperatur zu niedrig liegt, nehmen die auf die Walzen beim Warmwalzvorgang ausgeübten Kräfte in einem solchen Ausmaß zu, daß die Wirksamkeit des Warmwalzens in signifikanter Weise absinkt. Somit ist es im allgemeinen bevorzugt, daß der Rohblock oder Knüppel auf eine Tempera- tur im Bereich von etwa 900 bis 1000"C und vorteilhafter auf eine Temperatur im Bereich von 900 bis 9500C erhitzt wird.
b) Warmwalztemperatur und Ausmaß der Verformung: Zur Bildung des Stahls mit vorbestimmter Festigkeit und Zähigkeit ist es erforderlich, den Stahl einer wiederholten Verformung und Rekristallisation zu unterwerfen, die sich durch die Querschnittsverminderung beim Warmwalzen ergeben, insbesondere im Temperaturbereich unterhalb 880"C, so daß die austenitischen Körnchen verfeinert werden.
Es hat sich gezeigt, daß die angestrebte Verfeinerung der austenitischen Körnchen dann nicht erreicht werden kann, wenn die Gesamtquerschnittsverminderung im Temperaturbereich unterhalb 8800C weniger als 60 % beträgt. Somit sollte bei dem erfindungsgemäßen Verfahren das Warmwalzen unter solchen Bedingungen durchgeführt werden, daß die Gesamtquerschnittsverminderung im Temperaturbereich zwischen 8800C und der Fertigwalztemperatur mindestens 60 %, vorzugsweise 90 % oder mehr beträgt.
Die Obergrenze des Ausmaßes der Verformung ist nicht kritisch und kann in geeigneter Weise in Abhängigkeit von verschiedenen Faktoren ausgewählt werden, einschließlich der Leistung der Warmwalzen,der Größe des Rohblocks oder Knüppels und der Größe des Endprodukts.
c) Fertigwalztemperatur Es hat sich weiterhin gezeigt, daß dann, wenn das Fertigwalzen bei einer Temperatur von mehr als 8500C durchgeführt wird, das angestrebte feine Korngefüge nicht entwickelt werden kann und der Stahl nicht die angestrebte gute Zähigkeit besitzt. Demzufolge sollte bei dem erfindungsgemäßen Verfahren das Warmwalzen mit einer Fertigwalztemperatur von 8500C oder darunter durchgeführt werden.
Wenn die Fertigwalztemperatur jedoch zu niedrig liegt, wird der Stahl der oben definierten chemischen Zusammensetzung unter solchen Bedingungen warmgewalzt, daß die austenitischen Phasen keiner Rekristallisation unterliegen, so daß sich als Folge des Wachstums der Textur anisotrope mechanische Eigenschaften ergeben.
Aus diesem Grund liegt die Fertigwalztemperatur vorzugsweise im Bereich von 850 bis 750"C und noch bevorzugter im Bereich von 825 bis 775"C.
Zur Erzeugung eines Stahls mit einem Gefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen im gewalzten Zustand ist es wesentlich, einen Rohblock oder Knüppel aus einem Stahl der oben definierten Zusammensetzung unter Anwendung der oben angesprochenen Bedingungen warmzuwalzen.
d) Temperatur des Temperns: Wie bereits erwähnt, besitzt ein Stahlstab mit der oben definierten Zusammensetzung, der durch Warmwalzen unter Anwendung der Bedingungen des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt worden ist, selbst in fertiggewalztem Zustand ein Gefüge mit feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen. Erforderlichenfalls kann jedoch der gewalzte Stahlstab einem Temperungsvorgang bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 7000C unterworfen werden, um die Streckgrenze zu erhöhen und die Zähigkeit des Stahl stabs weiter zu verbessern.
Wenn der warmgewalzte Stahlstab getempert wird, sollte die hierfür angewandte Temperatur im Bereich von 500 bis 700"C liegen.Bei einer Temperatur des Tempervorgangs von weniger als 5000C können keine günstigen Ergebnisse in vollem Ausmaß erreicht werden, während bei einer Temperatur oberhalb 700"C die Rekristallisation der ferritischen und bainitischen Phasen auftreten kann, was zu einer Zerstörung der feindispergierten Phase führt, was wiederum zu einer Verschlechterung der Zähigkeit Anlaß gibt. Der bevorzugte Bereich für die Temperatur des Tempervorgangs erstreckt sich von 575 bis 6250C.
Die folgenden Beispiele dienen der weiteren Erläuterung der Erfindung.
Beispiel 1 Man bereitet verschiedene Stahlschmelzen der in der nachfolgenden Tabelle I angegebenen chemischen Zusammensetzung unter Anwendung üblicher Schmelzmethoden ohne Steuerung des P- und S-Gehalts und vergießt diese zu Rohblök ken mit quadratischem Querschnitt mit einer Kantenlänge von 160 mm. Jeder Rohblock wird dann auf 950"C erhitzt und durch Warmwalzen zu einem runden Stab mit einem Durchmesser von 25 mm unter solchen Bedingungen verformt, daß die gesamte Querschnittsverringerung im Temperaturbereich unterhalb 8800C 90 % und die Fertigwalztemperatur 8000C betragen.
Nach dem Fertigwalzen läßt man den erhaltenen Rundstab auf Raumtemperatur abkühlen.
Die in dieser Weise fertiggewalzten Rundstäbe werden mikroskopisch untersucht und einer Zug- und Stoß-Prüfung unterworfen.
Bei der mikroskopischen Untersuchung wird das Mikrogefüge der gewalzten Proben mikroskopisch untersucht, um die ferritischen, bainitischen und perlitischen Phasen zu unterscheiden und die Korngrößen zu bestimmen.
Die Zugprüfung erfolgt unter Anwendung von Probestücken gemäß der japanischen Industrienorm JIS Nr. 4 mit einem Meßbereich mit einem Durchmesser von 14 mm, welche man durch spanabhebende Bearbeitung aus den gewalzten Stäben herstellt. Die Probestücke werden bezüglich der Streckgrenze bei einer Gesamtdehnung von 0,5 %, der Zugfestigkeit, der Dehnung (bei einer Meßbereichslänge von 50 mm) und der Querschnittsverringerung untersucht.
Die Schlagprüfungen bzw. Stoßprüfungen erfolgen mit Hilfe von Charpy-Prüfkörpern gemäß der japanischen Industrienorm JIS Nr. 4, welche Prüfkörper eine 2 mm tiefe V-Kerbe aufweisen. Man bestimmt die Kaltzähigkeit eines jeden Stahl stabs durch Bestimmen der bei -120°C absorbierten Energie (vE 120) und die Übergangstemperatur für das Auftreten von Rissen (die Temperatur, bei der der Übergang von duktilem Zustand zu spröden Brüchen auftritt) (vTrs).
Die hierbei erhaltenen Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle II zusammengestellt.
Beispiel 2 Man wiederholt die Arbeitsweise des Beispiels 1 mit dem Unterschied, daß man die Stahlschmelzen mit Hilfe herkömmlicher Methoden bereitet, die dazu geeignet sind, den Gehalt an P und/oder S zu verringern. Die chemische Zusammensetzung der Stähle und die erhaltenen Testergebnisse sind in den Tabellen III bzw. IV angegeben.
Wie aus den in den Tabellen II und IV angegebenen Ergebnissen ersichtlich ist, zeigen sämtliche Stahlstäbe, deren chemische Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Definition entspricht (Stähle Nr. 1 bis 16 und 24 bis 39), die unter Anwendung der Bedingungen des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt worden sind, eine signifikant verbesserte Festigkeit und Zähigkeit. Bei all diesen Stahlstäben zeigt das Mikrogefüge feindispergierte (ferritische und bainitische) Phasen mit einer Korngröße von 10 um oder weniger, wobei die Streckgrenze mindestens 392 N/mm2 (40 kgf/mm2) beträgt und der vE 120-Wert in der Nähe von 294 Nm (30 kgf-m) liegt. Zusätzlich zeigen alle diese Stahlstäbe einen vTrs-Wert von unterhalb -1200C, was deutlich darauf hinweist, daß diese Stäbe selbst bei einer Temperatur von -1200C nicht dem Sprödbruch unterliegen.
Im Gegensatz dazu zeigen Stahlstäbe, die unter den oben angesprochenen Warmwalzbedingungen hergestellt worden sind, jedoch eine chemische Zusammensetzung aufweisen, die außerhalb des definierten Bereichs liegen (Stähle der Nr.
17 bis 23 und 40 bis 48) niedrigere vE~120-Werte und vTrs-Werte, die sämtlich oberhalb -1200C liegen, was darauf hinweist, daß sie eine schlechte Zähigkeit aufweisen und bei -1200C dem Sprödbruch unterliegen. Es ist weiterhin ersichtlich, daß diese Vergleichsstahlstäbe auch nicht immer eine zufriedenstellende Festigkeit aufweisen, da einige von ihnen eine Streckgrenze von lediglich 392 N/mm2 (40 kgf/mm2) aufweisen.
Beispiel 3 Nach der Verfahrensweise der Beispiele 1 und 2 werden Stahl-Knüppel aus den Stählen Nr. 1 von Beispiel 1 und Nr. 24 von Beispiel 2 jeweils mit einem quadratischen Querschnitt mit einer Seitenlänge von 160 mm hergestellt und zur Herstellung von Rundstäben mit einem Durchmesser von 25 mm unter Anwendung verschiedenartiger Warmwalzbe- dingungen verwendet.
Nach dem Fertigwalzen läßt man die erhaltenen Rundstäbe auf Raumtemperatur abkühlen.
Die in dieser Weise erhaltenen gewalzten Stahlstäbe werden bezüglich ihres Mikrogefüges, ihrer Zugeigenschaften und ihrer Kaltzähigkeit in der in Beispiel 1 beschriebenen Weise untersucht, wobei die erhaltenen Ergebnisse in den folgenden Tabellen V und VI angegeben sind.
Wie aus den Ergebnissen der Tabellen V und VI abzulesen ist, erhält man selbst bei Verwendung eines Stahls der erfindungsgemäßen Zusammensetzung beim Warmwalzen unter Anwendung außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs einen Stahlstab mit unzureichender Festigkeit und/ oder Zähigkeit, wobei die angestrebten Werte bezüglich der Streckgrenze von 392 N/mm2 (40,0 kgf/mm2) oder mehr und der vTrs-Wert von -1200C oder weniger nicht erreicht werden.
Die Testergebnisse der Ansätze der Nr. 49 bis 52 sind in der Fig. 1 graphisch zusammengefaßt, aus der die kritische Bedeutung der Anfangstemperatur und der Korngröße der bainitischen Phasen im Hinblick auf die mechanischen Eigenschaften abzulesen sind.
Die Ergebnisse der Ansätze 53 bis 55 sind ebenfalls graphisch in der Fig. 2 zusammengestellt, aus der die kritische Bedeutung der Gesamtquerschnittsverringerung unterhalb 8800C und der Korngröße der bainitischen Phasen im Hinblick auf die mechanischen Eigenschaften ersichtlich sind.
Die Testergebnisse der Ansätze Nr. 56 bis 59 sind ebenfalls in der Fig. 3 graphisch zusammengestellt, aus der die kritische Bedeutung der Fertigwalztemperatur und der Korngröße der bainitischen Phasen im Hinblick auf die mechanischen Eigenschaften ersichtlich sind.
Beispiel 4 Stahlknüppel aus den Stählen der Nr. 1, 12, 24 und 35 der in den Tabellen I und II angegebenen Zusammensetzung mit einem quadratischen Querschnitt mit einer Seitenlänge von 160 mm werden unter Anwendung der folgenden Bedingungen: Anfangstemperatur des Knüppels: 950 "C Gesamtquerschnittsverringerung unterhalb 8800C: 90 % Fertigwal ztemperatur: 8000C-zu Rundstäben mit einem Durchmesser von 25 mm warmgewalzt, die dann getempert werden, indem man sie während 1 Stunde bei der in den Tabellen VII und VIII angegebenen Temperaturen im Bereich von 480 bis 7200C hält, wonach man sie an der Luft abkühlt.
Die erhaltenen Rundstäbe werden bezüglich ihres Mikrogefüges, ihrer Festigkeit und ihrer Zähigkeit gemäß der in Beispiel 1 beschriebenen Weise untersucht, wobei die erhaltenen Ergebnisse ebenfalls in den Tabellen VII und VIII angegeben sind.
Wie aus den in diesen Tabellen gezeigten Ergebnissen ersichtlich ist, zeigen die getemperten Stahlstäbe bei einer Tempertemperatur von 480"C keine merkliche Änderung der Streckgrenze und des vTrs-Werts im Vergleich zu den nur gewalzten Stäben, so daß in diesem Fall das Tempern nicht die gewünschte Wirkung ausübt.
Im Gegensatz dazu ergeben sich bei Temperaturen des Tempervorgangs im Bereich von 500 bis 7000C getemperte Stahlstäbe mit signifikant verbesserter Streckgrenze und deutlich niedrigeren vTrs-Werten. Somit ist die erfindungsgemäße Wärmebehandlung deutlich wirksam zu einer signifikanten Verbesserung sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit der gewalzten Stahlstäbe.
Wenn das Tempern bei einer Temperatur von mehr als 700"C durchgeführt wird, ergibt sich jedoch eine Vergrößerung des Mikrogefüges des Stahls während des Temperns, was dazu führt, daß die getemperten Stahlstäbe eine verminderte Festigkeit und verschlechterte Zähigkeit aufweisen.
Die Ergebnisse der Ansätze 71 bis 76 des Stahls Nr. 1 sind graphisch in der Fig. 4 zusammengefaßt, aus der die kritische Bedeutung der Temperatur des Tempervorgangs und der Korngröße der bainitischen Phasen auf die mechanischen Eigenschaften hervorgeht.
Die Ergebnisse der Ansätze 77 bis 82 des Stahls Nr. 12 sind ebenfalls graphisch in der Fig. 5 zusammengefaßt, aus der die kritische Bedeutung der Temperatur des Tempervorgangs und der Korngröße der bainitischen Phasen auf die mechanischen Eigenschaften abzulesen ist.
Mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens können Stahlstäbe mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, welche Eigenschaften auch bei extrem niedrigen Temperaturen von -120°C oder darunter beibehalten werden, bei geringen Kosten dadurch hergestellt werden, daß man lediglich die chemische Zusammensetzung des Stahls und die Warmwalzbedingungen steuert, ohne daß es erforderlich ist, kostspielige Legierungselemente in großen Menge zuzugeben oder komplizierte Maßnahmen anzuwenden. Somit besitzt das erfindungsgemäße Verfahren einen erheblichen kommerziellen Wert.

TABELLE I

Stahl Chemische Zusammensetzung (1) (2) (Gew.-%)
Nr. C Si Mn Mo Nb Al Cu Ni Cr Ti B P S
1 0,03 0,41 2,21 0,38 0,071 0,021 - - - - - 0,021 0,018
2 0,06 0,32 1,81 0,29 0,052 0,032 - - - - - 0,018 0,018
3 0,09 0,16 1,13 0,17 0,020 0,043 - - - - - 0,017 0,019
4 0,04 0,32 2,46 0,48 0,039 0,012 - - - - - 0,019 0,021
5 0,07 0,28 1,18 0,36 0,083 0,056 - - - - - 0,016 0,018
6 0,05 0,19 1,83 0,20 0,063 0,032 0,18 - - - - 0,018 0,018
7 0,04 0,38 1,69 0,38 0,059 0,029 - 0,79 - - - 0,018 0,014
8 0,06 0,26 1,39 0,35 0,039 0,033 - - 0,92 - - 0,018 0,019
9 0,05 0,31 1,92 0,38 0,042 0,060 - - - 0,020 - 0,016 0,016
10 0,04 0,39 2,06 0,41 0,076 0,027 - - - - 0,0018 0,010 0,018
11 0,06 0,25 1,84 0,21 0,063 0,021 0,27 - 0,64 - - 0,013 0,018
12 0,05 0,24 1,76 0,16 0,071 0,032 - 1,09 - 0,041 - 0,010 0,017
13 0,07 0,23 1,99 0,19 0,041 0,073 - - 0,59 0,013 0,0019 0,016 0,019
14 0,02 0,21 1,22 0,33 0,039 0,040 0,18 0,99 - - 0,0021 0,017 0,016
15 0,03 0,33 1,38 0,22 0,011 0,039 0,20 0,48 1,11 0,016 - 0,019 0,018
16 0,04 0,41 1,90 0,16 0,062 0,016 0,23 0,78 0,69 0,021 0,0018 0,018 0,021
17 0,01* 0,23 1,81 0,31 0,060 0,021 - - - - - 0,018 0,018
18 0,11* 0,26 1,62 0,38 0,051 0,040 - - - - - 0,016 0,019
19 0,06 0,30 1,08* 0,41 0,036 0,038 - - - - - 0,018 0,018
20 0,07 0,38 2,52* 0,38 0,019 0,029 - - - - - 0,019 0,016
21 0,04 0,26 1,52 0,14* 0,062 0,030 - - - - - 0,020 0,018
22 0,08 0,18 1,43 0,36 0,008* 0,019 - - - - - 0,018 0,017
23 0,03 0,18 1,79 0,21 0,071 0,009* - - - - - 0,016 0,018

(1) Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen (2) * Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs TABELLE II

Eigenschaften des Mi- Zugeigenschaften Stoßeigenschaften

Ansatz Stahl krogefüges

Nr. Nr. Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs

Mikrogefüge Korngröße N/mm² N/mm² Nm

(1) (µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) (°C)

1 1 F+B 5,6 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -135

2 2 " 3,2 415 (42,3) 558 (56,9) 38,1 76,3 292 (29,8) -140

3 3 " 6,1 428 (43,6) 562 (57,3) 39,1 80,1 290 (29,6) -141

4 4 " 4,6 430 (43,8) 569 (58,0) 40,3 81,2 293 (29,9) -136

5 5 " 3,8 487 (49,6) 621 (63,3) 41,1 77,6 291 (29,7) -136

6 6 " 6,0 474 (48,3) 614 (62,6) 42,3 78,9 290 (29,6) -140

7 7 " 7,1 487 (49,6) 631 (64,3) 39,9 76,8 285 (29,1) -131

8 8 " 3,5 431 (43,9) 565 (57,6) 39,8 79,9 293 (29,9) -146

9 9 " 5,5 474 (48,3) 611 (62,3) 40,0 81,1 285 (29,1) -143

10 10 " 7,9 462 (47,1) 627 (63,9) 41,2 80,0 290 (29,6) -129

11 11 " 6,3 421 (42,9) 579 (59,0) 40,0 77,6 287 (29,3) -141

12 12 " 4,8 454 (46,3) 585 (59,6) 40,3 79,3 293 (29,9) -138

13 13 " 3,9 428 (43,6) 572 (58,3) 41,1 80,6 292 (29,8) -139

14 14 " 4,9 411 (41,9) 579 (59,0) 40,0 79,3 290 (29,6) -140

15 15 " 8,0 464 (47,3) 576 (58,8) 41,3 80,1 291 (29,7) -139

16 16 " 6,3 471 (48,0) 601 (61,3) 42,0 78,3 293 (29,9) -133

17 17 " 9,6 284 (29,0) 451 (46,0) 41,0 77,6 25,5 (2,6) -105

18 18 F+B+P 9,0 410 (41,8) 555 (56,6) 40,3 75,1 7,8 (0,8) - 83

19 19 F 8,1 330 (33,6) 473 (48,2) 41,2 76,1 19,6 (2,0) - 91

20 20 F+B 7,6 415 (42,3) 555 (56,6) 38,1 80,0 12,7 (1,3) - 96

21 21 F 4,9 310 (31,6) 471 (48,0) 40,1 77,5 25,5 (2,6) - 98

22 22 F+B 11,6* 389 (39,6) 539 (54,9) 37,6 79,8 30,4 (3,1) -100

23 23 " 12,3* 312 (31,8) 479 (48,8) 42,1 76,3 16,7 (1,7) - 89

(1) F = Ferrit, B = Bainit, P = Perlit (2) * Außerhalb des erfindungsgemäßen definierten Bereichs Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung TABELLE III

Stahl Chemische Zusammensetzung (1) (2) (Gew.-%)
Nr. C Si Mn Mo Nb Al Cu Ni Cr Ti B P S
24 0,03 0,41 2,21 0,38 0,071 0,021 - - - - - 0,002 0,003
25 0,06 0,32 1,81 0,29 0,052 0,032 - - - - - 0,008 0,013
26 0,09 0,16 1,13 0,17 0,020 0,043 - - - - - 0,017 0,006
27 0,04 0,32 2,46 0,48 0,039 0,012 - - - - - 0,009 0,006
28 0,07 0,28 1,18 0,36 0,083 0,056 - - - - - 0,016 0,006
29 0,05 0,19 1,83 0,20 0,063 0,032 0,18 - - - - 0,008 0,017
30 0,04 0,38 1,69 0,38 0,059 0,029 - 0,79 - - - 0,008 0,003
31 0,06 0,26 1,59 0,35 0,039 0,033 - - 0,92 - - 0,008 0,012
32 0,05 0,31 1,92 0,38 0,042 0,060 - - - 0,020 - 0,016 0,006
33 0,04 0,39 2,06 0,41 0,076 0,027 - - - - 0,0018 0,002 0,003
34 0,06 0,25 1,84 0,21 0,063 0,021 0,27 - 0,64 - - 0,006 0,016
35 0,05 0,24 1,76 0,16 0,071 0,032 - 1,09 - 0,041 - 0,012 0,009
36 0,07 0,23 1,89 0,19 0,041 0,073 - - 0,59 0,013 0,0019 0,006 0,006
37 0,02 0,21 1,22 0,33 0,039 0,040 0,18 0,99 - - 0,0021 0,002 0,017
38 0,03 0,35 1,38 0,22 0,011 0,039 0,20 0,48 1,11 0,016 - 0,013 0,007
39 0,04 0,41 1,90 0,16 0,062 0,016 0,23 0,78 0,69 0,021 0,0018 0,009 0,008
40 0,01* 0,23 1,81 0,31 0,060 0,021 - - - - - 0,006 0,002
41 0,11* 0,26 1,62 0,38 0,051 0,040 - - - - - 0,007 0,008
42 0,06 0,30 1,08* 0,41 0,036 0,038 - - - - - 0,012 0,003
43 0,07 0,38 2,52* 0,38 0,019 0,029 - - - - - 0,007 0,008
44 0,08 0,19 1,43 0,36 0,008* 0,019 - - - - - 0,011 0,006
45 0,04 0,26 1,52 0,14* 0,062 0,030 - - - - - 0,003 0,012
46 0,03 0,18 1,79 0,21 0,071 0,009* - - - - - 0,006 0,009
47 0,05 0,25 1,96 0,33 0,063 0,029 - - - - - 0,010* 0,010*
48 0,06 0,31 1,83 0,31 0,057 0,040 0,26 - - 0,018 - 0,013* 0,021*

(1) Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen (2) * Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs TABELLE IV

Eigenschaften des Zugeigenschaften Stoßeigenschaften

Ansatz Stahl Mikrogefüges

Nr. Nr. Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs

Mikrogefüge(¹) Korngröße N/mm² N/mm² Nm

(µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) (°C)

24 24 F+B 5,6 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -145

25 25 " 3,2 415 (42,3) 558 (56,9) 38,1 76,3 292 (29,8) -148

26 26 " 6,1 428 (43,6) 562 (57,3) 39,1 80,1 291 (29,7) -151

27 27 " 4,1 430 (43,8) 569 (58,0) 40,3 81,2 293 (29,9) -142

28 28 " 3,8 487 (49,6) 621 (63,3) 41,1 77,6 293 (29,9) -140

29 29 " 6,0 474 (48,3) 614 (62,6) 42,3 78,9 292 (29,8) -150

30 30 " 7,1 487 (49,6) 631 (64,3) 39,9 76,8 290 (29,6) -146

31 31 " 3,5 431 (43,9) 565 (57,6) 39,8 79,9 288 (29,4) -158

32 32 " 5,5 474 (48,3) 611 (62,3) 40,0 81,1 287 (29,3) -160

33 33 " 7,9 462 (47,1) 627 (63,9) 41,2 80,0 293 (29,9) -139

34 34 " 6,3 421 (42,9) 579 (59,0) 40,0 77,6 290 (29,6) -152

35 35 " 4,8 454 (46,3) 585 (59,6) 40,3 79,3 286 (29,2) -149

36 36 " 3,9 428 (43,6) 572 (58,3) 41,1 80,6 293 (29,9) -160

37 37 " 4,9 411 (41,9) 579 (59,0) 40,0 79,3 287 (29,3) -151

38 38 " 8,0 464 (47,3) 576 (58,8) 41,3 80,1 291 (29,7) -160

39 39 " 6,3 471 (48,0) 601 (61,3) 42,0 78,3 292 (29,8) -155

40 40 " 9,6 284 (29,0) 451 (46,0) 41,0 77,6 22,5 (2,3) -100

41 41 F+B+P 9,0 410 (41,8) 555 (56,6) 40,3 75,1 4,9 (0,5) - 81

42 42 F 8,1 330 (33,6) 473 (48,2) 41,2 76,1 10,7 (1,1) - 90

43 43 F+B 7,6 415 (42,3) 555 (56,6) 38,1 80,0 9,81 (1,0) - 88

44 44 " 11,6* 389 (39,6) 539 (54,9) 37,6 79,8 20,6 (2,1) - 96

45 45 F 4,9 310 (31,6) 471 (48,0) 40,1 77,5 17,7 (1,8) - 90

46 46 F+B 12,3* 312 (31,8) 479 (48,8) 42,1 76,3 9,81 (1,0) - 81

47 47 " 7,3 411 (41,9) 491 (50,1) 40,3 79,6 18,6 (1,9) - 96

48 48 " 6,8 413 (42,1) 516 (52,6) 39,9 80,0 25,5 (2,6) - 86

(1) F = Ferrit, B = Bainit, P = Perlit (2) * Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung TABELLE V

Ansatz Nr. Warmwalzbedingungen (2) MIkrogefüge- Zugeigenschaften Stoßeigenschaften (2)

Anfangs- Gesamt- Fertig- eigenschaften Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs

temp. (°C) quer- walz- Mikro- Korn- N/mm² N/mm² (%) (%) Nm (°C)

schnitts- temp. gefüge(¹) größe (kgf/mm²) (kgf/mm² (kgf-m)

verringe- (°C) (µm)

rung un-

terhalb

880°C (%)

Er- 49 950 F + B 5,6 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -135

fin- 50 900 90 " 4,5 463 (47,2) 589 (60,0) 40,3 81,3 292 (29,8) -143

dung 51 980 " 6,8 433 (44,1) 562 (57,3) 39,0 75,9 293 (29,9) -130

Ver- 52 1020* 800 " 11,8* 413 (42,1) 541 (55,1) 38,0 75,0 30,4 (3,1)* -110*

gleich 1

Er- 53 80 " 6,3 442 (45,0) 569 (58,0) 38,8 77,3 292 (29,8) -130

fin 54 65 " 7,0 440 (44,8) 564 (57,5) 39,0 76,8 293 (29,9) -125

dung

Ver- 55 950 55* " 12,3* 383 (39,0) 543 (55,3) 40,0 77,6 27,4 (2,8)* -105*

gleich 56 870* " 12,5* 412 (42,0) 550 (56,1) 40,3 79,6 15,7 (1,6)* -103*

Er- 57 90 850 " 6,0 432 (44,0) 561 (57,2) 41,1 80,1 290 (29,6) -125

fin- 58 825 " 5,1 463 (47,2) 585 (59,6) 39,6 80,3 293 (29,9) -139

dung 59 775 " 4,3 487 (49,6) 611 (62,3) 42,1 81,8 292 (29,8) -145

(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) *Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung TABELLE VI

Anfangs- Gesamt- Fertig- eigenschaften Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs

temp. (°C) quer- walz- Mikro- Korn- N/mm² N/mm² (%) (%) Nm (°C)

schnitts- temp. gefüge(¹) größe (kgf/mm²) (kgf/mm²) (kgf-m)

verringe- (°C) (µm)

rung un-

erhalb

880°C (%)

Er- 60 950 F + B 5,6 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -145

fin- 61 900 90 " 4,5 463 (47,2) 589 (60,0) 40,3 81,3 291 (29,7) -159

dung 62 980 " 6,8 433 (44,1) 562 (57,3) 39,0 75,9 292 (29,8) -141

Ver- 63 1020* 800 " 11,8* 413 (42,1) 541 (55,1) 38,0 75,0 25,5 (2,6)* -105*

gleich 24

Er- 64 80 " 6,3 442 (45,0) 569 (58,0) 38,8 77,3 291 (29,7) -146

fin- 65 65 " 7,0 440 (44,8) 564 (57,5) 39,0 76,8 289 (29,5) -139

dung

Ver- 66 950 55* " 12,3* 383 (39,0) 543 (55,3) 40,0 77,6 15,7 (1,6)* -100*

gleich 67 870* " 12,5* 412 (42,0) 550 (56,1) 40,3 79,6 20,6 (2,1)* - 99*

Er- 68 90 850 " 6,0 432 (44,0) 561 (57,2) 41,1 80,1 289 (29,5) -140

fin 69 825 " 5,1 463 (47,2) 585 (59,6) 39,6 80,3 293 (29,9) -149

dung 70 775 " 4,3 487 (49,6) 611 (62,3) 42,1 81,8 291 (29,7) -151

(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) *Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung TABELLE VII

An- Warmwalzbedingungen Temperbedingungen Mikrogefüge- Zugeigenschaften Stoßeigenschaften(2)

satz Anfangs- Gesamt- Fertig- Temp. Dauer Kühlen eigenschaften Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs

Nr. temp. quer- walz- (2) (h) Mikro- Korn- N/mm² N/mm² (%) (%) Nm (°C)

(°C) schnitts- temp. (°C) gefüge größe (kgf/mm²) (kgf/mm²) (kgf-m)

verringe- (°C) (1) (µm)

rung un-

terhalb

880°C(%)

71 - - - F + B 5,6 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -135

72 480* " 5,6 451 (46,0) 569 (58,0) 41,3 80,4 293 (29,9) -135

73 1 500* 1 " 5,6 498 (50,8) 564 (57,5) 40,0 80,1 290 (29,6) -156

74 600 A.C. " 5,6 526 (53,6) 559 (57,0) 39,8 79,6 291 (29,7) -169

75 700 " 5,6 499 (50,9) 552 (56,3) 38,6 78,3 293 (29,9) -153

76 950 90 800 720* " 12,6* 379 (38,6) 405 (41,3) 35,3 73,1 12,7 (1,3)* -108*

77 - - - " 4,8 454 (46,3) 585 (59,6) 40,3 79,3 293 (29,9) -138

78 480* " 4,8* 456 (46,5) 580 (59,1) 40,2 78,3 290 (29,6) -138

79 12 500 " 4,8* 516 (52,6) 572 (58,3) 39,9 76,9 292 (29,8) -153

80 600 1 A.C. " 4,8* 538 (54,8) 560 (57,1) 40,1 77,8 291 (29,7) -165

81 700 " 4,8* 512 (52,2) 523 (53,3) 41,3 79,9 290 (29,6) -150

82 720* " 11,9* 385 (39,2) 411 (41,9) 36,3 72,1 12,7 (1,3)* -100*

(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) *Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung A.C. = Luftkühlung TABELLE VIII

Nr. temp. quer- walz- (2) (h) Mikro- Korn- N/mm² N/mm² (%) (%) Nm (°C)

(°C) schnitts- temp. (°C) gefüge größe (kgf/mm²) (kgf/mm²) (kgf-m)

verringe- (°C) (1) (µm)

rung un-

terhalb

880°C(%)

83 - - - F + B 5,6 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -145

84 480* " 5,6 451 (46,0) 569 (58,0) 41,3 80,4 293 (29,9) -142

85 24 500 1 " 5,6 498 (50,8) 564 (57,5) 40,0 80,1 292 (29,8) -169

86 600 A.C. " 5,6 526 (53,6) 559 (57,0) 39,8 79,6 293 (29,9) -179

87 700 " 5,6 499 (50,9) 552 (56,3) 38,6 78,3 290 (29,6) -176

88 950 90 800 720* " 12,6* 379 (38,6) 405 (41,3) 35,3 73,1 10,8 (1,1)* -105*

89 - - - " 4,8 454 (46,3) 585 (59,6) 40,3 79,3 286 (29,2) -149

90 480* " 4,8 456 (46,5) 580 (59,1) 40,2 78,3 290 (29,6) -147

91 35 500 " 4,8 516 (52,6) 572 (58,3) 39,9 76,9 292 (29,8) -168

92 600 1 A.C. " 4,8 538 (54,8) 560 (57,1) 40,1 77,8 291 (29,7) -180

93 700 " 4,8 512 (52,2) 523 (53,3) 41,3 79,9 293 (29,9) -172

94 720* " 11,9* 385 (39,2) 409 (41,7) 36,3 7,1 19,6 (2,0)* -102*

(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) *Außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung A.C. = Luftkühlung - L e e r s e i t e -

Claims

Verfahren zur Herstellung von Stahlstäben mit verbesserter Kaltzähigkeit und die dabei erhaltenen Stahlstäbe Patentansprüche 1. Verfahren zur Herstellung von Stahlstäben mit verbesserter Kaltzähigkeit, d a d u r c h g e -k e n n z e i c h n e t , daß ein Rohblock oder Knüppel aus einem Stahl, der im wesentlichen die folgende Zusammensetzung (Gewichtsbasis) aufweist: C: 0,02 bis 0,10 % Si: nicht mehr als 0,5 % Mn: 1,10 bis 2,50 % Mo: 0,15 bis 0,50 % Nb: 0,010 bis 1,100 % Al: 0,010 bis 0,100 % Cu: 0 bis 0,30 % Ni: 0 bis 1,20 % Cr: 0 bis 1,20 % Ti: 0 bis 0,05 % und B: 0 bis 0,0030 % Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, auf eine das anschließende Warmwalzen erlaubende Temperatur, die jedoch 10000C nicht übersteigt, erhitzt wird; der erhitzte Rohblock oder Knüppel unter solchen Bedingungen durch Warmwalzen zu einem Stab verformt wird, daß die Fertigwalztemperatur nicht höher als 8500C liegt und die Gesamtquerschnittsverringerung im Temperaturbereich zwischen 8800C und der Fertigwalztemperatur mindestens 60 % beträgt; und der warmgewalzte Stab durch Luftkühlung auf Raumtemperatur gebracht wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, d a d u r c h g e -k e n n z e i c h n e t , daß der Gehalt an den dem Stahl zugesetzten Bestandteilen Cu, Ni, Cr, Ti und/oder B innerhalb der folgenden Bereiche liegt: Cu: 0,05 bis 0,30 % Ni: 0,05 bis 1,20 % Cr: 0,05 bis 1,20 % Ti: 0,01 bis 0,05 % und B: 0,0005 bis 0,0030 %.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Gehalt der gegebenenfalls als herstellungsbedingte Verunreinigungen vorhandenen Bestandteile P und S auf die folgenden Mengen begrenzt ist: P: weniger als 0,010 % und S: weniger als 0,010 %.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der luftgekühlte Stahlstab bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 7000C getempert wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, d a d u r c h g e - k e n n z e i c h n e t , daß der luftgekühlte Stahlstab bei einer Temperatur im Bereich von 5750C bis 6250C getempert wird.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, d a -d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß ein Rohblock oder Knüppel aus einem Stahl, der im wesentlichen die folgende Zusammensetzung (Gewichtsbasis) aufweist: C: 0,04 bis 0,08 % Si: 0,20 bis 0,30 % Mn: 1,80 bis 2,00 % Mo: 0,30 bis 0,40 % Nb: 0,030 bis 0,07 % Al: 0,020 bis 0,060 % Cu: 0 bis 0,25 % Ni: 0 bis 1,20 % Cr: 0 bis 0,80 % Ti: 0 bis 0,030 % und B: 0 bis 0,0020 % Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, auf eine Temperatur von 9000C bis 9500C erhitzt wird; der erhitzte Rohblock oder Knüppel unter solchen Bedingungen warmgewalzt wird, daß die Fertigwalztemperatur 775"C bis 8250C beträgt und die Gesamtquerschnittsverringerung im Temperaturbereich zwischen 8800C und der Fertigwalztemperatur mindestens 90 % beträgt; und der warmgewalzte Stab durch Luftkühlung auf Raumtemperatur gebracht wird.
7. Stahlstab erhältlich nach dem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, g e k e n n z e i c h -n e t d u r c h eine Streckgrenze von mindestens 392 N/mm2 (40 kgf/mm2), einen vTr-Wert von -1200C oder weniger und einen vE 120-Wert von etwa 294 Nm (30 kgf-m).
8. Stahlstab mit verbesserter Kaltzähigkeit folgender Zusammensetzung: C: 0,02 bis 0,10 % Si: nicht mehr als 0,5 % Mn: 1,10 bis 2,50 % Mo: 0,15 bis 0,50 % Nb: 0,010 bis 0,100 % Al: 0,010 bis 0,100 % Cu: 0 bis 0,30 % Ni: 0 bis 1,20 % Cr: 0 bis 1,20 % Ti: 0 bis 0,05 % und B: 0 bis 0,0030 % Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Stahl eine bainitische Phase mit einer durchschnittlichen Korngröße von nicht mehr als 10 m aufweist.
9. Stahlstab nach Anspruch 8, d a d u r c h g e -k e n n z e i c h n e t , daß die durchschnittliche Korngröße 3 bis 7 Am beträgt.
10. Stahlstab erhältlich nach dem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 8 und 9, g e k e n n z e i c h -n e t d u r c h eine Streckgrenze von mindestens 392 N/mm2 (40 kgf/mm2), einen vTr-Wert von -1200C oder weniger und einen vE 120-Wert von etwa 294 Nm (30 kgf-m).