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Beschreibung
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Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von Stahl
stäben mit hoher Festigkeit und verbesserter Zähigkeit selbst bei extrem niedrigen
Temperaturen von -1200C oder darunter. Die Erfindung betrifft insbesondere ein Verfahren
zur Herstellung von Stahlstäben mit in der angegebenen Weise verbesserten Tieftemperatureigenschaften
und die dabei erhaltenen Stahl stäbe.
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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.
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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.
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Bei typischen Bauwerken aus Stahlbeton werden verstärkende Stahl stäbe
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 900"C nach dem Erhitzen auf 1100 bis 12500C hergestellt
worden sind) verwendet. Diese Stahlstäbe sind jedoch zurAnwen-
dung
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.
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Demzufolge sind in jüngster Zeit erhebliche Anstrengungen unternommen
worden, Stahl stäbe 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) oder
flüssiges Ethylen oder für verflüssigtes Erdgas (-1000C oder darunter) antrifft.
Diese Versuche haben jedoch nicht zu Stahlstäben mit zufriedenstellenden mechanischen
Eigenschaften bei extrem niedrigen Temperaturen geführt.
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Wie bereits angesprochen wurde, ist anzunehmen, daß ein zunehmendes
Bedürfnis für preiswerte Stahlstäbe besteht, die bei tiefen Temperaturen eine verbesserte
Festigkeit und Zähigkeit aufweisen.
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Demzufolge besteht die Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, billigere
Stahl stäbe 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, große Mengen kostspieliger Legierungselemente
zuzusetzen, wobei die verbesserten Tieftemperatureigenschaften eine tibergangstemperatur
für das Auftreten von Rissen von nicht mehr als 1200C umfassen.
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Diese Aufgabe wird nun gelöst durch die kennzeichnenden Merkmale des
Verfahrens gemäß Hauptanspruch. Die Unteran-
sprüche betreffen
besonders bevorzugte Ausführungsformen dieses Erfindungsgegenstandes sowie die mit
Hilfe dieser Verfahrensweise erhaltenen Stahlstäbe.
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Bei den Untersuchungen, die zu der vorliegenden Erfindung geführt
haben, haben sich folgende Erkenntnisse ergeben: (a) Wenn man einen Stahl mit niedrigem
Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,02 bis 0,10 Gew.-E (wobei hier und im folgenden
sämtliche die chemische Zusammensetzung der Stähle betreffenden Prozentsätze auf
das Gewicht bezogen sind), dem Mn, Mo und Nb in bestimmten Mengen zugesetzt worden
sind, einem Warmwalzvorgang bei niedrigerer Erhitzungstemperatur und niedrigerer
Fertigwalztemperatur unterwirft und dann mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr
als 3"C/s zwangskühlt, so besitzt der gewalzte Stahl ein Gefüge mit fein dispergierten
ferritischen und bainitischen Phasen mit einer durchschnittlichen Korngröße von
nicht mehr als 5,0 pm, wobei die bainitischen Phasen vorzugsweise in einer Menge
von 30 bis 70 Vol.-% in der ferritischen Phase dispergiert sind. 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. eine Streckgrenze von mehr als 392 N/mm2 (40 kgf/ mm2) aufweist. Da die Körner
sehr fein sind, zeigt der warmgewalzte Stahl weiterhin eine signifikant verbesserte
Kaltzähigkeit.
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(b) Wenn ein kohlenstoffarmer Stahl mit einer gesteuerten Kohlenstoffmenge
im Bereich von 0,02 bis 0,10 Gew.-%, dem Mn, Mo und Nb in spezifischen Mengen zugesetzt
worden sind, bei einer niedrigeren Aufheiztemperatur und einer niedrigeren Fertigwalztemperatur
im Warmwalzvorgang unterworfen wird unter Verwendung einer Oval/Rundwalzen-Anordnung,
und man den Stahl dann
an der Luft abkühlen läßt, so besitzt der
gewalzte Stahl eine Struktur mit einer feinkörnigen ferritischen Phase mit einer
turchschnittlichen Korngröße von nicht mehr als 5,0 pm, wobei die Bildung einer
Textur unterdrückt wird, was zu einem Stahl führt, dessen mechanische Eigenschaften
frei von anisotropem Verhalten sind. Die Zwangskühlung anstelle der Luftkühlung
führt zu einer weiteren Verbesserung der Festigkeit.
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(c) Durch Tempern des in dieser Weise erhaltenen Stahls bei der angegebenen
Temperatur wird eine Verbesserung der Streckgrenze entsprechend einer Zunahme der
Festigkeit von etwa 49 bis 981 N/mm2 (5 bis 10 kgf/mm2) erreicht und weiterhin die
Kaltzähigkeit verbessert.
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Es wird angenommen, daß während des Tempervorgangs die in der bainitischen
Phase des gewalzten Stahls vorliegenden mobilen Dislokationen durch gelöstes C oder
N oder Ausscheidungen fixiert werden.
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(d) In dieser Weise können Stahl stäbe mit ausgzeichneten Tieftemperatureigenschaften,
die nach dem Stand der Technik nicht erhalten werden konnten, durch Warmwalzen eines
Stahls bei strenger Steuerung seiner chemischen Zusammensetzung und der Warmwalzbedingungen
und gegebenenfalls gefolgt durch das Tempern bei einer bestimmten Temperatur hergestellt
werden.
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Gegenstand der Erfindung ist daher ein Verfahren zur Herstellung von
Stahlstäben mit verbesserter Tieftemperaturzähigkeit bzw. Kaltzähigkeit entsprechend
einer Übergangstemperatur für das Auftreten von Rissen von nicht mehr als -120°C,
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: Cu: 0,05 bis Q,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 erlaubende, aber 10000C
nicht übersteigende Temperatur 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 880"C und der Fertigwalztemperatur bzw. Endtemperatur
mindestens 60 % beträgt; und der warmgewalzte Stab mit einer Abkühlgeschwindigkeit
von 30C/s oder mehr auf Raumtemperatur zwangsgekühlt wird.
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Eine weitere Ausführungsform dieses Verfahrens besteht darin, einen
Rohblock oder Knüppel aus einem Stahl, der im wesentlichen die folgende Zusammensetzung
(Gewichtsbasis) aufweist: C: 0,02 bis 0,01 %, 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: 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 erlaubende, aber 1000"C nicht übersteigende Temperatur zu erhitzen;
den
erhitzten Rohblock oder Knüppel unter solchen Bedingungen durch Warmwalzen zu einem
Stab zu verformen, daß die Fertiga.alztemperatur 8500C bis 750°C und die Gesamtquerschnittsverminderung
während des Warmwalzens mindestens 60 % betragen, wobei die Querschnittsverminderung
pro Durchgang unter Anwendung einer Oval/Rundwalzen-Anordnung 10 % oder mehr bei
einem jeden der letzten 2n Durchgänge beträgt, worin "n" für eine ganze Zahl steht;
und den warmgewalzten Stab mit einer der Luftkühlung entsprechenden oder größeren
Abkühlgeschwindigkeit auf Raumtemperatur abzukühlen.
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Einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Erfindung zufolge wird
der erhaltene abgekühlte Stahlstab weiterhin bei einer Temperatur im Bereich von
5000C bis 700°C getempert.
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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 %.
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Die in dieser Weise hergestellten Stahlstäbe, die bainitische Phasen
in feindispergierter Form in den ferritischen Phasen oder einer feinkörnigen ferritischen
Phase enthalten und die eine Korngröße von 5 µm oder weniger, vorzugsweise von 2
bis 4 Mm, aufweisen, besitzen eine Streckgrenze von mindestens 392 N/mm2 (40 kgf/mm2),
einen vTrs-Wert von -1200C oder weniger und einen ve-120-wert von annähernd 294
N/mm2 (30 kgf/mm2).
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Im folgenden seien die chemische Zusammensetzung des Stahls und die
Bedingungen des Warmwalzvorgangs und der Wärmebehandlung, die erfindungsgemäß angewandt
werden,
näher erläutert.
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A. Chemische Zusammensetzunq des Stahls a) Kohlenstoff (C) Kohlenstoff
solite vorhanden sein, um den Stahlstäben die erforderliche Festigkeit zu verleihen.
Die Anwendung 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 Stahlstabs 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 bis 0,08 % liegt.
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b) Silicium (Si) Silicium stellt ein wirksames Desoxidationselement
dar 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 Si-Gehalts, falls Silicium
zugesetzt wird, auf 0,5 % festgesetzt.
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Vorzugsweise liegt der Si-Gehalt im Bereich von 0,20 bis 0,30 %.
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c) Mangan (Mn) Mangan ist ein zur Entschwefelung von Stählen notwendiges
Element. Es wird in Form einer festen Lösung in der Stahlmatrix gelöst und dient
nicht nur zur Steigerung der Fe-
stigkeit des Stahls, sondern verleiht
ihm auch die erfor derliche Härtbarkeit. Es sollten mindestens 1,10 % Mn in dem
Stahl orhanden sein, um diesem die erforderliche Festigkeit und die Tieftemperatureigenschaften
über die Bildung feindispergierter ferritischer und bainitischer Phasen bei den
erfindungsgemäß angewandten Warmwalzbedingungen zu verleihen. Die Zugabe von mehr
als 2,50 % Mn kann jedoch zu einer signifikanten Segregation führen, was zu einer
Verschlechterung der Zähigkeit und der Schweißbarkeit des Stahls Anlaß gibt. Demzufolge
ist der Mn-Gehalt erfindungsgemäß auf Werte zwischen 1,10 und 2,50 %, vorzugsweise
zwischen 1,80 und 2,00 %, definiert.
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d) Molybdän (Mo) Molybdän ist ein Element, welches zu einer wirksamen
Verbesserung der Festigkeit der Stähle führt, ohne daß dadurch deren Zähigkeit beeinträchtigt
wird. Weiterhin ist bei dem erfindungsgemäßen Verfahren Molybdän wesentlich dafür,
die Härtbarkeit und/oder das Umwandlungsverhalten des Stahls zu steuern und das
gewünschte Gefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen oder
einer feinkörnigen ferritischen Phase in dem fertiggewalzten Stahl zu erzeugen.
Diese Wirkungen des Molybdäns können in ausreichendem Maße dann nicht 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 ist bei dem erfindungsgemäßen Verfahren der Zusatz
von Mo in einer Menge von 0,15 bis 0,50 %, vorzugsweise von 0,30 bis 0,40 %, definiert.
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e) Niob (Nb) Niob ist ein Element, welches zur Bildung des Gefüges
aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen
oder
einer feinkörnigen ferritischen Phase 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 Körnchen während des Erhitzens des Stahlrohblocks
oder -knüppels (auf eine Temperatur von nicht mehr als 10000C) vor dem Warmwalzvorgang
zu verhindern, was es letztlich unmöglich macht, das angestrebte Gefüge aus feindispergierten
ferritischen und bainitischen Phasen oder einer feinkörnigen ferritischen Phase
zu erzeugen. Diese inhibierende Wirkung des Niobs auf die Vergröberung der austenitischen
Körner erreicht eine Grenze dann, wenn der Nb-Behalt 0,100 % beträgt, so daß die
Zugabe überschüssiger Mengen Niobs nur die Kosten des Stahls entsprechend steigert.
Daher ist der Nb-Gehalt erfindungsgemäß auf Werte zwischen 0,010 und 0,100 % und
vorzugsweise zwischen 0,03 und 0,07 % definiert.
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f) Aluminium (Al) Aluminium stellt nicht nur ein wirksames Desoxidationsmittel
für Stähle dar, sondern übt eine ähnliche Wirkung wie Niob bezüglich der Verhinderung
der Vergröberung der austenitischen Körnchen während des Erhitzens vor dem Warmwalzvorgang
aus. Dieser Effekt kann 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.
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Daher sollte der bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendete Stahl
0,010 % bis 0,100 % Al und vorzugsweise 0,020 bis 0,060 % Al enthalten. Der Al-Gehalt
kann sich auch von 0,010 bis 0,050 % erstrecken.
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In jenen Fällen, da die Desoxidation unter Verwendung von Aluminium
und nicht von Silicium durchgeführt wird, ist der Aluminiumgehalt mit 0,050 bis
0,100 % definiert.
Der bei dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelte
Stahl kann mindestens eines der Elemente Cu, Ni, Cr, Ti und B enthalten, tie die
Festigkeit des gebildeten Stahls weiter verbessern. Die Mengen und Wirkungen dieser
als Wahlbestandteile zugesetzten Elemente seien im folgenden näher erläutert.
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g) Kupfer (Cu) Kupfer verursacht eine Steigerung der Festigkeit des
Stahls ohne merklichen nachteiligen Einfluß auf seine Zähigkeit.
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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 0,3,0 % und
vorzugsweise von 0,15 bis 0,25 %.
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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 Stahlzusammensetzung gegebenenfalls
0,05 % oder mehr, vorzugsweise 0,50 % oder mehr Ni 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 und
zu anderen Effekten Anlaß gibt, die durch die Anwesenheit von Wasserstoff während
der Herstellung des Stahls verursacht werden.
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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 %.
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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 oder einer feinkörnigen ferritischen Phase.
Daher kann Titan gegebenenfalls dem Stahl zugesetzt 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 Titancarbonitridteilchen und einer Steigerung der Anzahl dieser Teilchen
führt, was eine Beeinträchtigung der Warmbearbeitbarkeit nach sich zieht. Daher
liegt der Gehalt an Titan, wenn dieses Element zugesetzt wird, im Bereich von 0,01
bis 0,05 %, vorzugsweise im Bereich von 0,015 bis 0,030 %.
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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 Bcrs ist bei einer Menge von weniger als 0,0005 % 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 %, vorzugsweise von 0,0005 bis 0,0020 % vorhanden sein.
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Es ist gut bekannt, daß die Zähigkeit der getemperten martensitischen
Phasen in einem abgeschreckten und getemperten Stahl durch Verminderung seines P-
und S-Gehalts verbessert werden kann. Erfindungsgemäß hat 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 ElementePund S auf weniger als 0,010 % eine signifikante Steigerung der
Kaltzähigkeit erreicht werden kann.
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Daher wird erfindungsgemäß der Gehalt an den herstellungsbedingten
Verunreinigungen P und 5 derart gesteuert, daß mindestens der Gehalt eines der Elemente
P und S die folgende Anforderung erfüllt: P: weniger als 0,010 % und S: weniger
als 0,010 t.
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Solange der Gehalt an einem der Bestandteile P oder S weniger als
0,010 % beträgt, zeigen die warmgewalzten Stahlstäbe die angestrebte weitere Verbesserung
der Kaltzähigkeit selbst dann, wenn der andere Bestandteil in Mengen vorhanden ist,
die sich in Stählen finden, die in herkömmlicher Weise hergestellt worden sind.
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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 oder einer feinkörnigen ferritischen Phase
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 Stahl stäbe 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. Daher ist es im allgemeinen bevorzugt, daß der Rohblock oder Knüppel
auf eine Temperatur im Bereich von etwa 9000C bis 10000C und noch bevorzugter im
Bereich von 9000C bis 950"C erhitzt wird.
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b) Walzschema Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung
stellt das Walzschema oder die Abfolge der Walzvorgänge beim Warmwalzen einen wesentlichen
Faktor dar. Durch eine genaue Steuerung des Walzschemas oder Walzvorgangs kann eine
deutliche Verbesserung der Kaltzähigkeit erreicht werden, d. h. der Eigenschaften,
die das Versagen des Materials
durch Sprödbruch bei extrem niedrigen
Temperaturen von -1200C verhindern, welche Eigenschaften beim herkömmlichen Warmwa
zen von Blechen nicht erreicht werden können.
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Somit ist bei dieser Ausführungsform der Erfindung das Walzschema
wie folgt definiert: (i) Die gesamte Verminderung der Dicke während des Warmwalzens
ist auf nicht weniger als 60 % beschränkt.
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(ii) Die Verminderung der Dicke pro Durchgang besitzt einen konstanten
Wert von 10 % oder mehr bei jedem der letzten 2n Durchgänge, worin "n" für eine
ganze Zahl steht.
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Das Warmwalzen während der letzten 2n Durchgänge wird unter Verwendung
einer Oval/Rundwalzen-Anordnung durchgeführt.
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Um eine verbesserte Kaltzähigkeit zu erreichen, ist es notwendig,
ein feinkörniges ferritisches Gefüge mit einer durchschnittlichen Korngröße von
5 pm oder weniger zu bilden. Zu diesem Zweck ist es notwendig, die Gesamtdickenverminderung
während des Warmwalzens mit 60 % oder mehr und die Verminderung während jedes der
letzten 2n Durchgänge (worin "n" für eine ganze Zahl steht) mit jeweils dem gleichen
Wert von 10 % oder mehr zu definieren.
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Weiterhin ist es zur Verhinderung der Verschlechterung der Kaltzähigkeit
durch die Gefügebildung ratsam, das Warmwalzen unter Anwendung einer Oval/Rundwalzen-Anordnung
während der letzten 2n Durchgänge durchzuführen, wobei "n" für eine ganze Zahl steht.
Die Verminderung ist dabei auch so definiert, daß sie in jedem dieser 2n Durchgänge
den gleichen Wert besitzt.
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Der Grund dafür, daß das Warmwalzen während der letzten 2n Durchgänge
(worin "n" für eine ganze Zahl steht) unter Anwendung einer Oval/Rundwalzen-Anordnung
durchgeführt wird, ist darin zu sehen, daß zunächst das Warmwalzen mit einer geraden
Anzahl von Durchgängen erfolgreich die Bildung einer Textur verhindert, die in gewissen
Fällen durch eine ungleichmäßige Dicke in den Walzrichtungen verursacht wird und
die eine Beeinträdhtigung der Zähigkeit verursacht. Zweitens wird selbst dann, wenn
die letzten 2n Durchgänge unter Anwendung einer Oval/Rundwalzen-Anordnung durchgeführt
werden, in zunehmendem Maße eine Textur erzeugt, die eine merkliche Verschlechterung
der Zähigkeit verursacht, wenn die Dickenverringerung in jedem Durchgang nicht gleich
ist. Dies ergibt sich dadurch, daß das Warmwalzen ebenso wie beim Blechwalzen im
wesentlichen in einer Richtung durchgeführt wird. Die oben angesprochene Textur,
deren Bildung die Zähigkeit beeinträchtigt, ist eine Textur, bei der die Kristallrichtung
<011> der Walzrichtung entspricht und eine Kristallebene {100}. der Ebene
senkrecht zu der letzten Querschnittsverminderungsrichtung entspricht.
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Nach den hier gewonnenen Erkenntnissen verschlechtert die Ausbildung
einer solchen Textur die Zähigkeit des Stahlmaterials, wobei das gefundene Walzschema
die Ausbildung dieser Textur verhindern kann.
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Der hierin verwendete Begriff "Oval/Rundwalzen-Anordnung" steht für
eine Ovalwalze mit runden Ecken in der Schnittansicht. Solche Oval/Rundwalzen-Anordnungen
sind gut bekannt.
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c) Warmwalztemperatur und Ausmaß der Verformung Zur Bildung des Stahls
mit vorbestimmter Festigkeit und Zähigkeit ist es erforderlich, den Stahl einer
wiederhol-
ten Verformung und Rekristallisation zu unterwerfen,
die sich durch die Querschnittsverminderung beim Warmwalzen ergeben, ir.sbesondere
im Temperaturbereich unterhalb 8800C, so daß die austenitischen Körnchen verfeinert
werden.
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Es hat sich gezeigt, daß die angestrebte Verfeinerung der austenitischen
Körnchen dann nicht erreicht werden kann, wenn die Gesamtdickenverminderung unter
üblichen Bedingungen im Temperaturbereich unterhalb 8800C weniger als 60 % beträgt.
Daher sollte bei dem erfindungsgemäßen Verfahren das Warmwalzen unter solchen Bedingungen
durchgeführt werden, daß die Gesamtquerschnittsverminderung im Temperaturbereich
zwischen 880"C und der Fertigwalztemperatur mindestens 60 % und vorzugsweise 90
% oder mehr beträgt.
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Wennsdas Warmwalzen unter Anwendung des oben angesprochenen Walzschemas
durchgeführt wird, kann die Gesamtquerschnittsverminderung als die während des Warmwalzens
gemessene angesehen werden.
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Die Obergrenze des Ausmaßes der Verformung ist nicht kritisch und
kann in geeigneter Weise in Abhängigkeit von verschiedenen Faktoren, wie der Leistung
des Warmwalzwerks, der Größe des Rohblocks oder Knüppels und der Größe des Endprodukts
ausgewählt werden, wenngleich es um so stärker bevorzugt ist, je höher die Obergrenze
liegt.
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d) Fertigwalztemperatur Es hat sich gezeigt, daß, wenn das Fertigwalzen
bei einer Temperatur von mehr als 8500C durchgeführt wird, das angestrebte feinkörnige
Gefüge sich nicht entwickeln kann und der Stahl nicht die angestrebte gute Zähigkeit
aufweist. Daher sollte bei dem erfindungsgemäßen Verfahren das Warmwalzen mit einer
Fertigwalztemperatur von 8500C
oder darunter durchgeführt werden.
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Wenn die Fertigwalztemperatur zu niedrig liegt, wird der Stahl der
oben definierten chemischen Zusammensetzung unter solchen Bedingungen warmgewalzt,
daß die austenitischen Phasen keiner Rekristallisation unterliegen, so daß sie als
Folge des Wachstums der Textur anisotrope mechanische Eigenschaften ergeben. Aus
diesem Grund liegt die Fertigwalztemperatur vorzugsweise im Bereich von 850 bis
7500C und noch bevorzugter im Bereich von 825 bis 7750C.
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Wenn weiterhin die Fertigwalztemperatur unterhalb 750"C liegt, nimmt
der Stahl ein austenitisches und ferritisches Doppelphasengefüge an, wobei das ferritische
Gefüge beim Walzen eine Beeinträchtigung der Zähigkeit verursacht.
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e) Kühlbedingungen Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung
wird der Stahl nach dem Warmwalzen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 30C/s oder
mehr abgekühlt. Die Zwangskühlung mit einer Geschwindigkeit von 30C/s oder mehr
führt zur Ausbildung von feinverteilten Körnchen mit einem Durchmesser von 5,0 pm
oder weniger. Wenn erfindungsgemäß der Volumenanteil des Bainits im Bereich von
30 bis 70 % liegt, ergibt sich eine deutliche Verbesserung der Festigkeit und der
Zähigkeit.
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Diese Zwangskühlung kann durch Zwangsluftkühlung, Sprühnebelkühlung
oder Wasserkühlung erreicht werden, und zwar unmittelbar nach dem Warmwalzen. Die
Temperatur, bei der die Zwangskühlung unterbrochen wird, ist erfindungsgemäß nicht
definiert. Es ist jedoch erwünscht, die Zwangskühlung innerhalb des Temperaturbereichs
von 3500C bis Raumtemperatur durchzuführen.
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Wenn die Kühlgeschwindigkeit weniger als 3"C/s beträgt, ergibt sich
eine grobe Struktur mit einem durchschnittlichen Koridurchmesser von 5,0 pm oder
mehr, was zu einer Beeinträchtigung der Kaltzähigkeit führt.
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Wenn das Walzschema des Warmwalzens in der oben angesprochenen Weise
gesteuert wird, kann man auch mit normaler Luftkühlung die angestrebten Ergebnisse
erzielen.
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f) Temperatur des Temperns Wie oben 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 oder
einer feinkörnigen ferritischen Phase. Erforderlichenfalls kann der fertiggewalzte
Stahlstab zur Steigerung der Streckgrenze und zur weiteren Verbesserung seiner Zähigkeit
bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 7000C getempert werden.
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Wenn der warmgewalzte Stahlstab getempert wird, sollte die Temperatur
des Tempervorgangs im Bereich von 500 bis 700"C liegen, wie es oben angegeben worden
ist. Eine Temperatur von weniger als 5000C beim Tempervorgang kann keine ausreichend
zufriedenstellenden Ergebnisse liefern, während bei einer Temperatur von mehr als
7000C eine Rekristallisation der ferritischen und bainitischen Phasen oder der feinkörnigen
ferritischen Phase auftreten kann, was zu einer Zerstörung der feindispergierten
Phase(n) führt, was wiederum zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit Anlaß gibt.
Der bevorzugte Bereich für die Temperatur des Tempervorgangs erstreckt sich von
5750C bis 6250C.
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Die folgenden Beispiele dienen der weiteren Erläuterung der Erfindung.
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Beispiel 1 Man bereitet verschiedene Stahlschmelzen der in der nachfolgenden
Tabelle I angegebenen chemischen Zusammensetzung unter Anwendung üblicher Schmelzmethoden
und vergießt diese zu Rohblöcken mit quadratischen Querschnitten und einer Kantenlänge
von 160 mm. Jeder Rohblock wird dann auf 9500C 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.
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Nach dem Fertigwalzen wird der erhaltene Rundstab mit einer Abkühlgeschwindigkeit
von 100C/s auf Raumtemperatur zwangsgekühlt.
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Die in dieser Weise fertiggewalzten Rundstäbe werden mikroskopisch
untersucht und einer Zug- und Stoßprüfung unterworfen.
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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.
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Die Zugprüfung erfolgt unter Anwendung von Probestäben gemäß der japanischen
Industrienorm JIS Nr. 4 mit einem Meßbereich mit einem Durchmesser von 14 mm, welche
durch spanabhebende Bearbeitung aus den gewalzten Stäben hergestellt werden. Die
Probestäbe werden bezüglich der Streckgrenze bei einer Gesamtdehnung von 0,5 K,
der Zugfestigkeit, der Dehnung (bei einer Meßbereichslänge von 50 mm)
und
der Querschnittsverringerung untersucht.
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Die SchlagErüfungen bzw. Stoßprüfungen werden mit Hilfe von Charpy-Prüfkörpern
gemäß der japanischen Industrienorm JIS Nr. 4 durchgeführt, welche Prüfkörper eine
2 mm tiefe V-Kerbe auSweisen. Man bestimmt die Kaltzähigkeit eines jeden Stahlstabs
durch Bestimmen der bei -120°C absorbierten Energie (vE 120) und der Übergangstemperatur
für das Auftreten von Rissen (die Temperatur, bei der der Übergang von duktilem
Zustand zu Sprödbrüchen auftritt) (vTrs).
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Die hierbei erhaltenen Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle
II zusammengestellt.
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Wie aus den in der Tabelle II angegebenen Zahlenwerten ersichtlich
ist, zeigen die Stähle A bis P, deren Zusammensetzung der Erfindungsdefinition entspricht
und die in der erfindungsgemäßen Weise verarbeitet worden sind, ein kombiniertes
Mikrogefüge aus feindispergierten ferritischen und bainitischen Phasen, deren durchschnittlicher
Korndurchmesser 5,0 um oder weniger beträgt, wobei die Streckgrenze mindestens 392
N/mm2 (40 kgf/mm2) beträgt und der vE -Wert etwa 294 Nm (30 kgf-m) betragen. Somit
werden erfindungsgemäß die Festigkeit und die Zähigkeit in vorteilhafter Weise verbessert.
Weiterhin ist der vTrs-Wert bei jedem der Stähle niedriger als -1200C und selbst
bei einer Temperatur von -1200C erfolgt kein Sprödbruch.
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Im Gegensatz dazu zeigen die Stähle Q bis W, deren Zusammensetzung
außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs liegt, trotz der Tatsache, daß
sie unter Anwendung der Bedingungen des erfindungsgemäßen Verfahrens behandelt worden
sind, einen niedrigen vE 120-Wert und einen vTrs-Wert von mehr als -1200C. Dabei
treten Spröd-
brüche bei -120°C auf. Diese Stähle besitzen daher
keine zufriedenstellenden Zähigkeitseigenschaften. Weiterhin zeigen einige dieser
Stähle eine Streckgrenze von weniger als 392 N/mm2 (40 kgf/mm2), so daß auch deren
Festigkeitseigenschaften unzureichend sind.
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Beispiel 2 Nach der Verfahrensweise des Beispiels 1 werden Stahlknüppel
aus dem Stahl A des Beispiels 1 mit einem quadratischen Querschnitt mit einer Seitenlänge
von 160 mm hergestellt und unter Anwendung variierender Bedingungen durch Warmwalzen
zu Rundstäben mit einem Durchmesser von 25 mm verformt.
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Nach dem Fertigwalzen werden die erhaltenen Rundstäbe mit Luft mit
einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C/s auf Raumtemperatur zwangsgekühlt.
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Die in dieser Weise erhaltenen fertiggewalzten Stahl stäbe werden
bezüglich ihres Mikrogefüges, ihrer Zugeigenschaften und ihrer Kaltzähigkeit in
der in Beispiel 1 angegebenen Weise untersucht. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen
sind in der Tabelle III zusammengestellt.
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Wie aus der Tabelle III zu ersehen ist, ergibt sich selbst bei Anwendung
eines Stahls der erfindungsgemäßen Zusammensetzung, der nach dem Warmwalzen in der
erfindungsgemäßen Weise abgekühlt worden ist, jedoch unter Anwendung von außerhalb
des erfindungsgemäß definierten Bereichs warmgewalzt worden ist, ein Stahlstab mit
unzureichender Festigkeit und/oder Zähigkeit, so daß die angestrebten Werte bezüglich
der Streckgrenze von 392 N/mm2 oder mehr (40,0 kgf/mm2) und dem vTrs-Wert von -1200C
oder darunter nicht erreicht werden können.
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Beispiel 3 Stahlknüppel aus dem Stahl A der in der Tabelle I angegebenen
Zusammensetzung mit einem quadratischen Querschnitt und einer Seitenlänge von 160
mm werden nach dem Warmwalzen unter Anwendung der folgenden Bedingungen gekühlt,
um den Einfluß der Kühlgeschwindigkeit zu bestimmen: Anfangstemperatur des Knüppels:
950"C Gesamtquerschnittsverminderung unterhalb 8800C: 90 % Fertigwalztemperatur:
8000C In dieser Weise bildet man Rundstäbe mit einem Durchmesser von 25 mm, die
dann mit einer Kühlgeschwindigkeit, die sich von derjenigen der Luftkühlung (0,80C/s)
bis zu derjenigen von Wasserkühlung (100"C/s) erstreckt, zwangsgekühlt.
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Die erhaltenen Rundstäbe werden bezüglich ihres Mikrogefüges, ihrer
Festigkeit und ihrer Zähigkeit in der in Beispiel 1 beschriebenen Weise untersucht.
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Wie aus den Ergebnissen dieser Untersuchungen, die in der Tabelle
IV angegeben sind, hervorgeht, übt die Kühlgeschwindigkeit einen großen Einfluß
auf die Tieftemperaturzähigkeit aus. So beträgt bei einer Abkühlgeschwindigkeit
von 30C/s oder mehr die absorbierte Stoßenergie bei einer Temperatur von -1200C
etwa 294 Nm (30 kgf-m).
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Wenn die Abkühlgeschwindigkeit jedoch geringer als 30C/s beträgt,
umfaßt das erhaltene Gefüge Kristallkörnchen mit einem durchschnittlichen Durchmesser
von mehr als 5,0 pm, wodurch die absorbierte Stoßenergie bei -1200C in bemerkenswerter
Weise abnimmt, was zu einem Sprödbruch bei einer Temperatur von -1200C führt.
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Beispiel 4 Unter Anwendung der in Beispiel 1 angegebenen Verfahrensweise
werden Stahlknüppel aus den Stählen A und L des Beispiels 1 mit quadratischem Querschnitt
mit einer Seitenlänge von 160rmm hergestellt und für die Herstellung von Stahlrundstäben
mit einem Durchmesser von 25 mm eingesetzt. Nach dem Fertigwalzen werden die erhaltenen
Rundstäbe mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C/s auf Raumtemperatur zwangsgekühlt.
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Wie in der nachfolgenden Tabelle V angegeben ist, werden die erhaltenen
Stahlrundstäbe dann während 1 Stunde bei 480 bis 7200C getempert und anschließend
an der Luft abgekühlt. Die in dieser Weise erhaltenen Stahlstäbe werden bezüglich
ihres Mikrogefüges, ihrer Zugeigenschaften und ihrer Kaltzähigkeit in der in Beispiel
1 beschriebenen Weise untersucht.
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Wie aus den Ergebnissen dieser Untersuchung hervorgeht, die in der
Tabelle V angegeben sind, zeigen die Stahlstäbe, die bei 480"C getempert worden
sind, im wesentlichen die gleiche Streckgrenze und den gleichen vTrs-Wert wie die
gewalzten unbehandelten Stäbe und zeigen damit keinen Effekt des Temperns.
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Im Gegensatz dazu ergibt sich bei der Durchführung des Temperns bei
Temperaturen von 500 bis 700"C nicht nur eine deutliche Verbesserung der Streckgrenze,
sondern auch eine starke Abnahme des vTrs-Werts. Somit ist ersichtlich, daß durch
das erfindungsgemäße Verfahren die Festigkeit als auch die Zähigkeit der in Rede
stehenden Stahlrundstäbe deutlich verbessert werden können. Wenn andererseits das
Tempern bei einer Temperatur von mehr als 700"C durchgeführt wird, ergibt sich ein
grobes Mikrogefüge, wodurch nicht nur die Festigkeit nachläßt,
sondern
auch die Zähigkeit.
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B e i s p e 1 5 Man bereitet verschiedene Stahlschmelzen der in der
Tabelle VI als Stähle 1 bis 38 angegebenen chemischen Zusammensetzung unter Anwendung
eines üblichen Schmelzverfahrens und vergießt sie zu Knüppeln mit quadratischem
Querschnitt mit einer Seitenlänge von 160 mm. Die Knüppel werden dann auf 9500C
erhitzt und unter solchen Bedingungen durch Warmwalzen zu einem Rundstab mit einem
Durchmesser von 55 mm verformt, daß die Gesamtquerschnittsverminderung beim Fertigwalzvorgang
bei 800"C 98 % beträgt. Der Warmwalzvorgang umfaßt 16 Durchgänge, wobei nach dem
sechsten Durchgang vor dem Fertigwalzvorgang eine Oval/Rundwalzen-Anordnung angewandt
wird, wobei bei jedem Durchgang eine gleich große Querschnittsverminderung von 10
% durchgeführt wird.
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Nach dem Fertigwalzen läßt man den erhaltenen Rundstab an der Luft
auf Raumtemperatur abkühlen.
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Die in dieser Weise erhaltenen gewalzten Rundstäbe werden bezüglich
ihres Mikrogefüges, ihrer Zugeigenschaften und ihrer Stoßeigenschaften untersucht.
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Bei der mikroskopischen Untersuchung wird das Mikrogefüge der gewalzten
Proben mikroskopisch untersucht, um die Korngröße der ferritischen Phase zu bestimmen.
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Zur Bestimmung der Kristallstruktur einer Textur werden dünne Schichtproben
aus einem Bereich bereitet, der parallel zu der Schneidrichtung verläuft, die senkrecht
bezüglich der Walzrichtung angeordnet ist, und es wird nicht nur unter Anwendung
der Shultz'schen Reflexionsmethode, sondern auch unter Anwendung der Decker'schen
Per-
meabilitätsmethode unter Anwendung von COKa -Strahlung für
die gleichen Proben ein vollständiges Probenbild bereitet.
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Wie aus den in der Tabelle VII angegebenen Ergebnissen hervorgeht,
zeigen sämtliche Stahl stäbe der erfindungsgemäß definierten chemischen Zusammensetzung
(Stähle der Nr. 1 bis 27), die unter Anwendung der Bedingungen des erfindungsgemäßen
Verfahrens behandelt worden sind, eine deutlich verbesserte Festigkeit und Zähigkeit.
Bei jedem der Stahl stäbe zeigte das Mikrogefüge eine feinkörnige ferritische Phase
mit einer Korngröße von 5 pm oder weniger, eine Streckgrenze von mindestens 392
N/mm2 (40 kgf/ mm2) und einem vE 120-Wert von annähernd 294 Nm (30 kgf-m).
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Weiterhin zeigte jeder dieser Stahl stäbe einen vTrs-Wert von weniger
als -1200C, was deutlich darauf hinweist, daß diese Stäbe selbst bei einer Temperatur
von -120°C keinem Sprödbruch unterliegen. Es ist festzuhalten, daß eine die Zähigkeit
beeinträchtigende Textur nicht gebildet worden ist.
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Im Gegensatz dazu zeigen Stahl stäbe, die unter Anwendung der hier
definierten Warmwalzbedingungen hergestellt worden sind, jedoch eine außerhalb des
definierten Bereichs liegende chemische Zusammensetzung aufweisen (Stähle der Nr.
28 bis 38) niedrigere vE 120-Werte und vTrs-Werte, die jeweils oberhalb -1200C liegen,
was darauf hinweist, daß sie eine schlechte Zähigkeit aufweisen und bei -1200C dem
Sprödbruch unterliegen. Es ist weiterhin zu erkennen, daß diese Vergleichs-Stahlstäbe
nicht immer eine zufriedenstellende Festigkeit aufweisen, indem einige von ihnen
eine Streckgrenze von weniger als 392 N/mm2 (40,0 kgf/mm2) aufweisen.
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Beispiel 6 Bei diesem Beispiel werden die Aufheiztemperatur, die Gesamtquerschnittsverminderung
und
die Fertigwalztemperatur variiert, um deren Einfluß auf die mechanischen Eigenschaften
ei ischließlich der Zähigkeit zu untersuchen.
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Nach der spanabhebenden Bearbeitung des Stahlknüppels aus dem Stahl
Nr. 6 der Tabelle VI zur Bildung von Proben mit den angegebenen Querschnittsabmessungen
werden die in dieser Weise erhaltenen Proben bei einer Gesamtquerschnittsverminderung
von 57 bis 98 % warmgewalzt. Die Aufheiztemperatur und die Fertigwalztemperatur
werden dabei ebenfalls variiert. Die Proben werden zu Stahlstäben mit einem Durchmesser
von 25 mm verformt. Das Warmwalzen wird unter solchen Bedingungen durchgeführt,
daß bei den Durchgängen nach dem sechsten Durchgang vor dem Endwalzvorgang eine
Oval/Rundwalzen-Anordnung angewandt wird, wobei bei jedem Durchgang eine gleich
große Querschnittsverminderung von 10 % durchgeführt wird. Nach dem Warmwalzen läßt
man die erhaltenen Stahl stäbe an der Luft auf Raumtemperatur abkühlen.
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Dann untersucht man in der in Beispiel 1 angegebenen Weise das Mikrogefüge,
die Festigkeit, die Zähigkeit und die Textur der erhaltenen Stahl stäbe.
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Die hierbei erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle VIII angegeben.
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Wie aus der Tabelle VIII zu ersehen ist, erhält man bei der Durchführung
des Warmwalzvorgangs unter Anwendung von außerhalb des erfindungsgemäß definierten
Bereichs liegenden Bedingungen bezüglich der Aufheiztemperatur, der Gesamtquerschnittsverminderung
und der Fertigwalztemperatur selbst bei Anwendung eines Stahls mit der erfindungsgemäß
definierten Zusammensetzung Stahl stäbe mit unzureichender Zähigkeit, wobei der
angestrebte vTrs-Wert von -120°C oder darunter nicht erreicht werden kann.
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Beispiel 7 Dieses Beispiel dient der Erläuterung des Effekts des erfindungsgemäß
angewandten Walzschemas.
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Das Beispiel 1 wvrd wiederholt mit Ausnahme des angewandten Walzschemas.
Dabei werden in diesem Beispiel die Anzahl der Durchgänge unter Anwendung einer
Oval/Rundwalzen-Anordnung und die Dickenverminderung variiert, um das kritische
Verhalten des erfindungsgemäß definierten Walzschemas, wie es in der Tabelle IX
angegeben ist, zu verdeutlichen.
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Die erhaltenen gewalzten Stahl stäbe werden bezüglich ihres Mikrogefüges,
ihrer Zugeigenschaften, ihrer Kaltzähigkeit und ihrer Textur in der im Beispiel
1 angegebenen Weise untersucht. Die hierbei erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle
X angegeben.
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Wie aus der Tabelle X zu ersehen ist, führt selbst die Anwendung eines
Stahls der erfindungsgemäß definierten chemischen Zusammensetzung zu Stahlstäben
mit deutlich schlechterer Zähigkeit, wenn das Warmwalzen unter Bedingungen durchgeführt
wird, die außerhalb des bezüglich des Walzschemas angegebenen Bereichs liegen.
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Insbesondere ergibt sich eine Verschlechterung der Kaltzähigkeit dann,
wenn nicht in jedem der letzten 2n Durchgänge eine Oval/Rundwalzen-Anordnung angewandt
wird bei gleicher Dickenverminderung von 10 % oder mehr jeder dieser Anordnungen
oder Walzenanlagen. Wenn die Oval/Rundwalzen-Anordnung eine ungerade Anzahl von
Walzengerüsten aufweist oder wenn die Dickenverminderung nicht in all diesen Walzengerüsten
oder Durchgängen gleich groß ist, ist die Bildung eines texturierten Gefüges und
eine Verschlechterunq der Zähigkeit zu beobachten.
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Beispiel 8 Dieses Beispiel dient der Bewertung des Effekts der Kühlgeschwindigkeit
nach dem Warmwalzen.
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Stahlknüppel auszdem in der Tabelle VI angegebenen Stahl Nr. 1 mit
einem quadratischen Querschnitt mit einer Seitenlänge von 160 mm werden unter Anwendung
von 16 Durchgängen unter Einhaltung der nachfolgend angegebenen Bedingungen warmgewalzt:
Anfangstemperatur: 9500C Gesamtquerschnittsverringerung während des Warmwalzens:
90 % Fertigwalztemperatur: 800"C Man bildet in dieser Weise Rundstäbe mit einem
Durchmesser von 25 mm, die unmittelbar nach dem Durchlaufen des Fertigwalzstandes
in verschiedenartiger Weise abgekühlt werden.
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Das Walzschema ist in der Weise ausgelegt, daß während der letzten
Durchgänge eine Oval/Rundwalzen-Anordnung angewandt wird, wobei die Dickenverringerung
bei jedem dieser sechs Durchgänge 10 % beträgt.
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Das Kühlen erfolgt unter Anwendung einer der nachfolgend angegebenen
drei Kühlmethoden: Luftkühlung (Abkühlgeschwindigkeit etwa 0,8"C/s) Sprühnebelkühlung
(Abkühlgeschwindigkeit etwa 3,00C/s) Wasserkühlung (Abkühlungsgeschwindigkeit etwa
10 bis 100"C/s) Die Wasserkühlung erfolgt unter Einstellung der Strömungs-
geschwindigkeit
als auch des Strömungsdrucks zur Änderung der Abkühlgeschwindigkeit im Bereich von
10°C/s bis 1000C/s.
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Die erhaltenen Rundstahlstäbe werden bezüglich ihres Mikrogefüges,
ihrer Festigkeit, ihrer Zähigkeit und ihrer Textur untersucht. Die hierbei erhaltenen
Ergebnisse sind in der Tabelle XI angegeben.
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Wie aus der Tabelle XI ersichtlich ist, kann erfindungsgemäß eine
zufriedenstellende Kaltzähigkeit auch dann erreicht werden, wenn das Kühlen nach
dem Warmwalzen durch Luftkühlung erfolgt. Keine Beeinträchtigung der Kaltzähigkeit
wird dann beobachtet, wenn höhere Kühlgeschwindigkeiten angewandt werden. Somit
ist ersichtlich, daß es von Vorteil ist, die Art des Kühlens von der Luftkühlung
zu Sprühnebelkühlung oder Wasserkühlung zu verändern, wenn es unter Aufrechterhaltung
der Kaltzähigkeit gewünscht ist, die Festigkeit zu steigern.
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Beispiel 9 Dieses Beispiel dient der Bewertung der Wirkung der Temperatur
des Tempervorgangs.
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Man wiederholt das Beispiel 5 bezüglich der Stähle der Nr. 1, 12 und
24, wie sie in der Tabelle VI angegeben sind.
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Dabei unterwirft man Stahlknüppel mit quadratischem Querschnitt mit
einer Seitenlänge von 160 mm dem in Beispiel 1 beschriebenen Warmwalzvorgang unter
Bildung von Rundstäben mit einem Durchmesser von 25 mm, die anschließend luftgekühlt
werden.
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Die erhaltenen Stäbe werden getempert, indem man sie während 1 Stunde
auf 480 bis 7200C erhitzt und dann durch Luftkühlen auf Raumtemperatur abkühlt.
Die hierbei ange-
wandten Bedingungen des Tempervorgangs sind in
der Tabelle XII angegeben.
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Die erhaltenen Rundstäbe werden bezüglich ihres Mikrogefüges, ihrer
Festigkeit und ihrer Zähigkeit in der in Beispiel 1 beschriebenen Weise untersucht.
Die erhaltenen Ergebnisse sind ebenfalls in der Tabelle XII angegeben.
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Wie aus der Tabelle XII zu ersehen ist, zeigen die getemperten Stahl
stäbe bei einer Temperatur des Tempervorgangs von 4800C keine bemerkenswerte Änderung
der Streckgrenze und des vTrs-Werts im Vergleich zu den gewalzten Stahlstäben, so
daß das Tempern nicht den gewünschten Effekt ausübt.
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Im Gegensatz dazu ergeben sich beim Tempern bei Temperaturen im Bereich
von 5000C bis 7000C Stahlstäbe mit signifikant verbesserter Streckgrenze als auch
wesentlich niedrigeren vTrs-We.rten. Somit ist die Wärmebehandlung gemäß dem erfindungsgemäßen
Verfahren wirksam zur signifikanten Verbesserung sowohl der Festigkeit als auch
der Zähigkeit der gewalzten Stahl stäbe.
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Wenn der Tempervorgang bei einer Temperatur von mehr als 7000C durchgeführt
wird, ergibt sich jedoch eine Vergröberung des Mikrogefüges des Stahls während des
Tempervorgangs, was zur Folge hat, daß die getemperten Stahlstäbe eine'verminderte
Festigkeit und eine schlechtere Zähigkeit aufweisen.
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Wie oben bereits angegeben, können mit Hilfe des erfindungsgemäßen
Verfahrens Stahl stäbe mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, die auch bei extrem
tiefen Temperaturen von -1200C oder darunter liegen, beibehalten werden, mit niedrigen
Kosten dadurch hergestellt werden, daß
lediglich die chemische
Zusammensetzung des Stahls und die Warmwalzbedingungen gesteuert werden, ohne daß
es notwendig ist, kostspielige Legierungselemente in hohem Anteil zuzusetzen oder
komplizierte Maßnahmen durchzuführen. Somit stellt das erfindungsgemäße Verfahren
eine erhebliche Bereicherung der Technik dar.
TABELLE I
| Stahl Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) |
| Nr. C Si Mn Mo Nb Al Cu Ni Cr Ti B P S |
| A 0,03 0,41 2,21 0,38 0,071 0,021 - - - - - 0,021 0,018 |
| B 0,06 0,32 1,81 0,29 0,053 0,032 - - - - - 0,018 0,018 |
| C 0,09 0,16 1,13 0,17 0,020 0,043 - - - - - 0,017 0,019 |
| D 0,04 0,32 2,46 0,48 0,039 0,012 - - - - - 0,019 0,021 |
| E 0,07 0,02 1,18 0,36 0,083 0,056 - - - - - 0,016 0 018 |
| F 0,05 0,19 1,83 0,20 0,063 0,032 0,18 - - - - 0,018 0,018 |
| G 0,04 0,38 1,69 0,38 0,059 0,029 - 0,79 - - - 0,018 0,014 |
| H 0,06 0,26 1,39 0,35 0,039 0,033 - - 0,92 - - 0,018 0,019 |
| I 0,05 0,04 1,92 0,38 0,042 0,060 - - - 0,020 - 0,016 0,016 |
| @ J 0,04 0,39 2,06 0,41 0,076 0,027 - - - - 0,0018 0,010 0,018 |
| @ K 0,06 0,25 1,84 0,21 0,063 0,021 0,27 - 0,64 - - 0,013 0,018 |
| @ L 0,05 0,24 1,76 0,16 0,071 0,032 - 1,09 - 0,041 - 0,010
0,017 |
| @ M 0,07 0,03 1,99 0,19 0,041 0,073 - - 0,59 0,013 0,0019 0,016
0,019 |
| @ N 0,02 0,21 1,22 0,33 0,039 0,040 0,18 0,99 - - 0,0021 0,017
0,016 |
| O 0,03 0,33 1,38 0,22 0,011 0,039 0,20 0,48 1,11 0,016 - 0,019
0,018 |
| P 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 |
| Q 0,01* 0,23 1,81 0,31 0,060 0,021 - - - - - 0,018 0,018 |
| R 0,11* 0,26 1,62 0,38 0,051 0,040 - - - - - 0,016 0,019 |
| @ S 0,06 0,30 1,08* 0,41 0,036 0,038 - - - - - 0,018 0,018 |
| @ T 0,07 0,38 2,52* 0,38 0,019 0,029 - - - - - 0,019 0,016 |
| @ U 0,04 0,26 1,52 0,14* 0.062 0.030 - - - - - 0,020 0,018 |
| @ V 0,08 0,19 1,43 0,36 0,008* 0,019 - - - - - 0,018 0,017 |
| @ W 0,03 0,18 1,79 0,21 0,071 0,009* - - - - - 0,016 0,018 |
(1) Rest Fe und herstel lungbedingte Verunreinigungen (2) Das Symbol "*" bedeutet,
daß die Stahlzusammensetzung außerhalb des Erfindungsbereichs liegt.
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TABELLE II
| Ansatz Stahl Eigenschaften des Mikro- Zugeigenschaften Stoßeigenschaften |
| Nr. Nr. gefüges |
| Mikrogefüge Korngröße Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs |
| (µm) N/mm² N/mm² Nm |
| (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) (°C) |
| 1 A F+B 4,6 496 (50,6) 626 (63,8) 39,6 78,8 290 (29,6) -136 |
| 2 B " 2,3 440 (44,8) 617 (62,9) 38,4 78,3 292 (29,8) -148 |
| 3 C " 5,0 487 (49,6) 626 (63,8) 39,4 80,4 291 (29,7) -144 |
| 4 D " 2,8 490 (49,9) 628 (64,0) 41,8 84,2 288 (29,4) -139 |
| 5 E " 2,5 542 (55,3) 675 (68,8) 40,4 78,6 293 (29,9) -139 |
| 6 F " 4,9 523 (53,3) 677 (69,0) 43,8 78,0 293 (29,9) -146 |
| @ 7 G " 4,9 550 (56,1) 687 (70,0) 40,9 7664 287 (29,3) -134 |
| @ 8 H " 2,6 489 (49,8) 638 (65,0) 39,8 78,9 292 (29,8) -149 |
| @ 9 I " 4,5 538 (54,8) 662 (67,5) 39,8 81,4 288 (29,4) -148 |
| @ 10 J " 4,9 519 (52,9) 686 (69,9) 42,8 79,0 292 (29,8) -129 |
| @ 11 K " 4,2 482 (49,1) 638 (65,0) 40,7 78,6 292 (29,8) -146 |
| @ 12 L " 2,3 508 (51,8) 648 (66,1) 42,6 79,8 293 (29,9) -137 |
| 13 M " 2,5 488 (49,7) 631 (64,3) 41,7 81,6 292 (29,8) -137 |
| 14 N " 3,8 461 (47,0) 629 (64,1) 41,3 79,3 289 (29,5) -144 |
| 15 O " 4,9 523 (53,3) 627 (63,9) 41,6 80,4 292 (29,8) -130 |
| 16 P " 3,9 539 (54,9) 655 (66,8) 42,7 79,6 291 (29,7) -138 |
| 17 Q " 7,6 335 (34,2) 510 (52,0) 41,7 78,8 17,6 (1,8) - 95 |
| 18 R F+B+P 8,0 459 (46,8) 606 (61,8) 41,8 75,4 8,8 (0,9) -
88 |
| @ 19 S F 6,9 381 (38,8) 523 (53,3) 40,7 76,2 17,6 (1,8) - 81 |
| @ 20 T F+B 6,9 468 (47,7) 607 (61,9) 39,4 80,1 14,7 (1,5) -
88 |
| @ 21 U F 6,1 361 (36,8) 523 (53,3) 39,7 77,6 19,6 (2,0) - 90 |
| @ 22 V F+B 10,0 441 (45,0) 588 (59,9) 38,8 79,3 29,4 (3,0)
- 94 |
| @ 23 W " 11,2 353 (36,0) 532 (54,2) 41,3 76,8 20,6 (2,1) -
80 |
(1) F = Ferrit, B = Bainit, P = Perlit (2) Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit,
El. = Dehnung, R.A. = Querschnittsverringerung
TABELLE III
| Warmwalzbedingungen Eigenschaften des Zugeigenschaften Stoßeigen- |
| Ansatz # Anfangs- Gesamtquer- Fertig- Mikrogefüges schaften |
| Nr. tempera- schnittsver- walztemp. Y.S. T.S. El. R.A. vE vTrs |
| tur (°C) minderung un- (°C) Mikrogefüge Korngröße N/mm² N/mm²
Nm-120 |
| terh. 880°C (%) (µm) (kgf/mm²) kgf/mm²) (%) (%R) (kgf-m) (°C) |
| Erfin- |
| dung 24 950 F+B 4,6 496 (50,6) 626 (63,8) 39,6 78,8 290 (29,6)
-136 |
| 25 900 90 " 3,5 512 (52,2) 639 (65,1) 40,8 82,1 291 (29,7)
-148 |
| 26 980 " 4,1 490 (49,9) 616 (62,8) 38,0 76,9 292 (29,8) -140 |
| Ver- 27 1020* 800 " 10,8 468 (47,7) 591 (60,3) 37,0 75,8 19,6(2.0)
- 92 |
| gleich |
| Erfin- 28 A 80 " 4,8 500 (51,0) 620 (63,2) 38,9 78,3 291 (29,7)
-142 |
| dung 29 65 " 4,9 489 (49,8) 617 (62,9) 39,8 76,6 292 (29,8)
-135 |
| Ver- 30 950 55* " 11,1 413 (42,1) 599 (61,1) 41,2 78,6 17,7(1,8)
- 88 |
| gleich 31 870* " 10,8 444 (45,3) 600 (61,2) 40,8 79,7 7,8(0,8)
- 93 |
| Erfin- 32 90 850 " 4,5 487 (49,6) 616 (62,8) 40,4 80,4 292
(29,8) -128 |
| dung 33 825 " 4,2 521 (53,1) 636 (64,8) 38,8 81,3 293 (29,9)
-149 |
| 34 775 " 3,2 540 (55,0) 663 (67,6) 42,4 80,8 291 (29,7) -155 |
(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) * Außerhalb der Erfindungsdefinition (3) Die Kühlgeschwindigkeit
nach dem Warmwalzen beträgt 10°C/s Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El.
= Dehnung R.A. = Querschnittsverringerung
TABELLE IV
| Ansatz Warmwalz-und Abkühlbedingungen Eigenschaften des Zugeigenschaften
Stoßeigen- |
| Nr. Mikrogefüges schaften |
| Antangs- Gesamtquer- Fertig- Kühlgeschw Mikro- Korn- Y.S. T.S.
El. S.A. vE-120 vTrs |
| temp. schnitts- walztemp. nach dem gefüge größe N/mm² N/mm²
Nm °C) |
| (°C) vermind.un- (°C) Fertigwal- (µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%)
(%) (kgf-m) |
| zen (°C/s) |
| 35 100 F+B 2,8 529 (53,9) 747 (76,2) 42,2 80,6 290 (29,6) -140 |
| @ 36 50 " 3,0 519 (52,9) 718 (73,2) 41,3 79,9 293 (29,9) -139 |
| @ 37 A 950 90 800 30 " 3,8 508 (51,8) 675 (68,8) 40,0 79,0
291 (29,7 -142 |
| @ 38 10 " 4,6 496 (50,6) 626 (63,8) 39,6 78,8 290 (29,6) -136 |
| @ 39 5 " 4,7 487 (49,6) 615 (62,7) 39,8 78,7 293 (29,9) -135 |
| 40 3 " 4,9 479 (48,8) 607 (61,9) 39,9 78,0 292 (29,8) -130 |
| 41 2.8 " 5,8 451 (46,0) 596 (60,8) 40,0 78,8 8,8 (0,9) - 99 |
| @ 42 A 90 90 800 2 " 6,4 451 (46,0) 585 (59,6) 38,8 78,0 11,7
(1,2) - 87 |
| @ 43 1 " 7,9 450 (45,9) 517 (58,2) 37,6 78,6 12,7 (1,3) - 80 |
| @ 44 0.8 " 9,8 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 7,8 (0,8) -
80 |
(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. =
Dehnung R.A. = Querschnittsverringerung
TABELLE V
| Warmwalzbedingungen Temperbedingungen Eigenschaften d. Zugeigenschaften
Stoßeigenschaf |
| Mikrogefüges ten |
| Anfangs Gesambquer- Fertig- Temp. Daver Küh- Mikrogefüge Komgräße
Y.S. T.S. El. R.A. vE-120 vTrs |
| temp. schmittsve- waztemp. (°C) (h) lung (µm) N/mm² N/mm² Nm
(°C) |
| minderung (°C) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) |
| unterhalb |
| 880°C (%) |
| 45 - - - F+B 4,6 496 (50,6) 626 (63,8) 39,6 78,8 290 (29,6)
-136 |
| 46 480* " 4,6 500 (51,0) 606 (61,8) 41,9 80,5 292 (29,8) -139 |
| 47 A 500 1 " 4,6 549 (56,0) 598 (61,0) 40,8 80,4 293 (29,9)
-157 |
| 48 600 " 4,6 575 (58,6) 598 (61,0) 39,6 79,3 293 (29,9) -168 |
| 49 700 " 4,6 549 (56,0) 589 (60,0) 38,4 78,0 292 (29,8) -158 |
| 50 950 90 800 720* " 10,6 391 (39,9) 441 (45,9) 35,2 73,2 12,7
(1,3) -105 |
| 51 - - - " 2,3 508 (51,8) 648 (66,1) 42,6 79,8 291 (29,7) -137 |
| 52 480* " 2,3 510 (52,0) 630 (64,2) 40,1 78,0 292 (29,8) -139 |
| 53 L 500 1 " 2,3 506 (51,6) 621 (63,3) 39,7 76,4 293 (29,9)
-158 |
| 54 600 " 2,3 589 (60,0) 617 (62,9) 40,4 77,5 292 (29,8) -166 |
| 55 700 " 2,3 561 (57,2) 599 (61,1) 41,3 79,6 293 (29,9) -159 |
| 56 720* " 9,9 392 (40,0) 547 (55,8) 36,8 72,3 12,7 (1,3) -101 |
(1) F = Ferrit, B = Bainit (2) * Außerhalb der Erfindungsdefinition (3) Die Kühlgeschwindigkeit
nach dem Warmwalzen beträgt 10°/s Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El.
= Dehnung R.A. = Querschnittsverringerung
TABELLE VI
| Stahl Chemische Zusammensetzung (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 0,036 - - - - - 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 0,030 - - - 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 0,026 - - 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 0,04 0,25 1,95 0,32 0,050 0,051 - - - - - 0,021 0,010 |
| 18 0,03 0,05 1,87 0,35 0,060 0,078 - - 0,41 - - 0,009 0,008 |
| 19 0,05 0,03 1,99 0,38 0,073 0,099 - 0,18 0,21 - - 0,005 0,003 |
| 20 0,06 0,41 2,03 0,18 0,016 0,063 0,09 0,30 - 0,026 0,0010
0,002 0,010 |
| 21 0,08 0,26 1,29 0,46 0.013 0.058 - - - 0,018 0,0021 0,009
0,008 |
| 22 0,09 0,43 2,40 0,16 0,079 0,068 0,21 - 0,93 - 0,0019 0,007
0,004 |
| 23 0,02 0,18 1,96 0,49 0,099 0,039 - - - 0,042 - 0,018 0,001 |
Tabelle VI (Fortsetzung)
| Stahl Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) |
| Nr. |
| C Si Mn MO Mo Al Cu Ni Cr Ti B P S |
| 24 0,07 0,02 2,50 0,17 0,013 0,086 - - 0,42 0,011 0,0006 0,001
0,005 |
| 25 0,10 0,22 1,10 0,50 0,022 0,039 - - 0,05 0,049 - 0,001 0,001 |
| 26 0,09 0,06 2,00 0,38 0,076 0,088 - - - - 0,0009 0,008 0,002 |
| 27 0,02 0,42 2,23 0,30 0,033 0,063 - - 0,09 0,031 - 0,008 0,007 |
| 28 0,01* 0,23 1,81 0,31 0,060 0,021 - - - - - 0,018 0,018 |
| 29 0,11* 0,26 1,62 0,38 0,051 0,040 - - - - - 0,016 0,019 |
| 30 0,06 0,30 1,08* 0,41 0,036 0,038 - - - - - 0,018 0,018 |
| 31 0,07 0,38 2,52* 0,38 0,019 0,029 - - - - - 0,019 0,016 |
| 32 0,04 0,26 1,52 0,14* 0,062 0,030 - - - - - 0,020 0,018 |
| 33 0,08 0,19 1,43 0,36 0,008* 0,019 - - - - - 0,018 0,017 |
| 34 0,03 0,18 1,79 0,21 0,071 0,009* - - - - - 0,016 0,018 |
| 35 0,12* 0,33 1,11 0,33 0,033 0,051 - 0,28 - - - 0,003 0,018 |
| 36 0,04 0,25 1,89 0,08* 0,046 0,066 - - 0,36 - - 0,012 0,006 |
| 37 0,05 0,36 2,11 0,26 0,005* 0,073 - - - 0,019 - 0,002 0,001 |
| 38 0,06 0,21 2,68* 0,40 0,077 0,091 - - - - 0,0010 0,008 0,006 |
(1) Rest Fe und herstellungsbedingte Verunreinigungen (2) Das Symbol "*" bedeutetm
daß die Stahlzusammensetzung außerhalb des Erfindungsbereichs liegt.
-
Tabelle VII
| Ansatz. Stahl Struktur der Mikrogefüge Zugeigenschaften Stoßeigenschaften |
| Nr. Nr. Textur |
| {100]<011> Ferritkorn- Y.S. T.S. El. R.A. VE vTrs |
| Stärke größe (µm) N/mm² N/mm² Nm-120 |
| (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) |
| 1 1 N 3,3 447 (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 " 4,1 428 (43,6) 562 (57,3) 39,1 80,1 290 (29,8) -141 |
| 4 4 " 4,6 430 (43,8) 570 (58,0) 39,1 81,2 293 (29,9) -136 |
| 5 5 " 3,8 487 (49,6) 621 (63,3) 40,3 77,6 291 (29,7) -136 |
| 6 6 " 4,9 474 (48,3) 611 (62,6) 41,1 78,9 290 (29,6) -140 |
| 7 7 " 4,1 487 (49,6) 631 (64,3) 42,3 76,8 285 (29,1) -131 |
| 8 8 " 3,5 431 (43,9) 565 (57,6) 39,9 79,9 293 (29,9) -146 |
| 9 9 " 4,5 474 (48,3) 611 (62,3) 39,8 81,1 285 (29,1) -143 |
| 10 10 " 4,9 462 (47,1) 627 (63,9) 40,0 80,0 290 (29,6) -129 |
| 11 11 " 4,3 421 (42,9) 579 (59,0) 41,2 77,6 287 (29,1) -141 |
| 12 12 " 4,5 454 (46,3) 585 (59,6) 40,0 79,3 292 (29,9) -138 |
| 13 13 " 3,9 428 (43,6) 572 (58,3) 40,3 80,1 290 (29,1) -140 |
| 14 14 " 4,9 411 (41,9) 579 (59,0) 41,1 77,6 291 (29,6) -139 |
| 15 15 " 4,8 464 (47,3) 577 (59,6) 40,0 79,3 292 (29,7) -133 |
| 16 16 " 4,3 471 (48,0) 601 (58,3) 41,3 80,6 293 (29,9) -140 |
| 17 16 " 4,1 430 (43,8) 589 (61,3) 42,0 79,3 293 (29,9) -144 |
| 18 17 " 3,8 452 (46,1) 581 (60,0) 41,1 81,1 292 (29,8) -146 |
| 19 18 " 4,2 491 (50,0) 562 (59,2) 44,2 80,2 288 (29,4) -152 |
| 20 20 " 4,0 432 (44,0) 588 (57,3) 41,3 81,1 291 (29,7) -138 |
| 21 21 " 4,1 489 (49,8) 587 (59,9) 40,0 82,3 293 (29,9) -144 |
| 22 22 " 3,9 411 (41,9) 520 (59,8) 44,2 76,6 290 (29,6) -142 |
| 23 23 " 4,8 417 (42,5) 513 (55,3) 39,8 77,9 289 (29,5) -162 |
| 24 24 " 4,8 463 (47,2) 568 (52,3) 40,1 80,1 293 (29,9) -126 |
| 25 25 " 3,2 452 (46,1) 577 (58,8) 42,1 82,3 290 (29,6) -144 |
| 26 26 " 4,4 436 (44,4) 589 (60,0) 40,6 81,1 292 (29,8) -141 |
| 27 27 " 5,1 466 (47,5) 571 (58,2) 41,8 82,4 291 (29,7) -144 |
TABELLE VII (Fortsetzung)
| Ansatz. Stahl Struktur der Mikrogefüge Zugeigenschaften Stoßeigenschaften |
| Nr. Nr. Textur |
| {100]<011> Ferritkorn- Y.S. T.S. El. R.A. VE vTrs |
| Stärke größe (µm) N/mm² N/mm² Nm-120 |
| (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) |
| 28 28 N 4,8 284 (29,0) 451 (46,0) 41,0 77,6 25,5 (2,6) -105 |
| 29 29 " 4,9 410 (41,8) 555 (56,6) 40,3 75,1 7,8 (0,8) - 83 |
| 30 30 " 7,2 330 (33,6) 473 (48,2) 41,2 76,1 19,6 (2,0) - 91 |
| 31 31 " 4,8 420 (42,8) 555 (56,6) 38,1 80,0 12,7 (1,3) - 96 |
| 32 32 " 6,8 310 (31,6) 471 (48,0) 40,1 77,5 25,5 (2,6) - 98 |
| 33 33 " 11,6 388 (39,6) 539 (54,9) 37,6 79,8 30,4 (3,1) -100 |
| 34 34 " 12,3 312 (31,8) 479 (48,8) 42,1 76,3 16,7 (1,7) - 89 |
| 35 35 " 4,8 404 (41,2) 499 (50,9) 40,1 77,8 7,8 (0,8) - 88 |
| 36 36 " 9,9 300 (30,6) 449 (45,8) 44,2 79,8 6,9 (0,7) - 90 |
| 37 37 " 12,2 406 (41,4) 502 (51,2) 39,9 80,0 10,8 (1,1) - 96 |
| 38 38 " 4,7 414 (42,2) 512 (52,2) 36,0 81,1 17,6(1,8) - 89 |
Bemerkung: S: Stark entwickelt M: Mäßig entwickelt N: Keine Y.S. = Streckgrenze,
T.S. = Zugfestigkeit El. = Dehung, R.A. = Querschnittsverringerung
TABELLE
VIII
| Warmwaizbedingungen Sruktur d. Mikro- Zugeigenschaften Stoßeigen- |
| Ansatz Anfangs- Gesamtquer- Fertiqwalz Textur gefüge Y.S. T.S.
El. R.A. vE vTrs |
| Nr. tempera- schnitfs- temperatur {100} 011 Ferritkorn N/mm²
N/mm² Nm |
| tur (°C) verringerung (°C) Srärke größe (µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²)
(%) (%) (kgf-m) (°C) |
| (%) |
| Erfin- 39 950 N 3,3 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9)
-135 |
| dung 40 900 98 " 2,9 463 (47,2) 589 (60,0) 40,3 81,3 292 (29,8)
-143 |
| 41 980 " 4,0 433 (44,1) 562 (60,0) 39,0 75,9 293 (29,9) -130 |
| Ver- 42 1020* 800 " 11,8 413 (42,1) 541 (55,1) 38,0 74,0 15,5
(29,9) - 95 |
| gleih " |
| Erfin- 43 1 80 " 3,5 441 (45,0) 569 (58,0) 38,8 77,3 292 829,8)
-130 |
| dung 44 65 " 4,1 440 (44,8) 564 (57,5) 39,0 76,8 293 (29,9)
-125 |
| ver- 45 950 57* " 12,3 383 (39,0) 542 (55,3) 40,0 77,6 27,5
(2,8) -105 |
| glein 46 870* " 12,5 412 (42,0) 550 (56,1) 40,3 79,6 15,7 (1,6)
-103 |
| Erfin- 47 98 850 " 4,5 432 (44,0) 561 (57,2) 41,1 80,1 290
(29,6) -125 |
| dung 48 750 " 3,0 463 (47,2) 585 (59,6) 39,5 80,3 293 (29,9)
-139 |
| Ver- 49 740* " 2,9 525 (53,5) 616 (62,8) 30,8 69,2 17,7 (1,8)
- 88 |
| gleich |
(1) * Außerhalb der erfindungsgemäßen Warnwalzbedingungen (2) S: Stark entwickelt
M: Mäßig entwickelt N: Keine (3) Y.S. = Streckgrenze, T.S. =Zugfestigkeit, El. =
Dehung R.A. = Querschnittsverringerung
TABELLE IX Table 9 Anzahl
de Waözenständer unter Anwendung von Oval/Rundwalzen, numeriert beginned mit dem
letz ten Durchgang 1 (letzter Durchgang) 2 3 4 5 6 7 8 Walzschema
| Dickeverminderung bei jedem Durchgang |
| 10 10 10 8 12 15 10 10 10 15 10 15 |
| 10 10 10 8 12 15 10 10 10 10 10 10 |
| 10 10 10 8 12 15 10 10 10 10 10 10 |
| 10 10 10 8 12 15 - 10 10 10 15 10 |
| 10 - 10 8 12 15 - 10 10 10 15 10 |
| 10 - 10 8 12 15 - - 15 10 15 15 |
| - - 10 - - - - - - - - - |
| - - 10 - - - - - - - - - |
| A B C D* E F G* H* I* J* K* L* |
Fußnote: * Außerhalb der Erfindung
TABELLE X
| An- Stahl Walz- Struktur Mikrogefü- Zugeigenschaften Stoßeigenschaften |
| satz Nr. schema d. Textur ge Y.S. T.S. El. R.A. vE vTrs |
| Nr. [100]<011> Ferritkorn N/nm² N/mm² Nm-120 |
| Stärke größe (µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) (°C) |
| 50 A N 3,3 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -135 |
| 51 B " 4,1 433 (44,1) 557 (56,8) 40,0 78,2 292 (29,8) -140 |
| 52 C " 2,8 473 (48,2) 588 (59,9) 41,2 79,2 293 (29,9) -143 |
| 54 1 E " 2,9 469 (47,8) 620 (63,2) 38,6 80,1 293 (29,9) -162 |
| 55 F " 2,5 484 (49,3) 631 (64,3) 39,2 82,2 293 (29,9) -161 |
| 56 G* S 4,8 413 (42,1) 587 (59,8) 40,1 76,8 9,8 (1,0) -78 |
| 57 H* " 4,9 125 (43,3) 577 (58,8) 41,2 75,4 11,8 (1,2) -69 |
| 58 I* " 4,2 447 (45,6) 562 (57,3) 37,6 74,3 17,7 (1,8) -83 |
| 59 J* " 4,1 463 (47,2) 577 858,8) 36,9 74,1 15,7 (1,6) -81 |
| 61 L* " 4,3 442 (45,1) 529 (53,9) 38,8 79,2 11,8 (1,2) -81 |
*: Außerhalb des Rahmens der Erfindung S: Stark wentwickelt M: Mäßig entwickelt
N: Nicht vorhanden
TABELLE XI
| An- Stahl Kühlung Kühlung Struktur Mikrogefüge Zugeigenschaften
Stoßeigenschaften |
| satz Nr. schwindig- Textur Y.S. T.S. El. R.A. vE vTrs |
| Nr. keit [100]<011> Ferritkorngröße -120 |
| (°C/s) Stärke (µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) (°C) |
| 62 A.C. 0,8 N 3,3 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9)
-135 |
| 63 M.C. 3 " " 493 (50,3) 621 (63,3) 36,8 77,6 293 (29,9) -136 |
| 64 1 W.C. 10 " " 516 (52,6) 640 (65,2) 37,2 75,4 292 (29,8)
-138 |
| 65 " 30 " " 533 (54,3) 659 (67,2) 36,6 76,3 290 (29,6) -135 |
| 66 " 50 " " 551 (56,2) 687 (70,0) 36,5 77,4 293 (29,9) -137 |
| 67 " 80 " " 570 (58,1) 698 (71,2) 36,8 78,0 293 (29,9) -136 |
| 68 " 100 " " 595 (60,6) 726 (74,0) 37,2 75,1 292 (29,8) -138 |
(1) S: Stark entickelt, M: Mäßig entwickelt, N: Keine (2) A.C. = Luftkühlung M.C.
= Sprühnebelkühlung W.C. = Wasserkühlung
Tabelle XII
| Warmwalzbedingungen Temperbedingungen Struktur Mikro- Zugeigenschaften
Stoßeigen- |
| Anfange Gesantquer Fertig- d. Texture gefüge schaften |
| temp. schnitfs walz- Temp. Dauer Küh- {100}<100> Ferrit-
Y.S. T.S. El. R.A. VE VTrs |
| verrnge- temp. (°C) (h) lung Stärke korngröße N/mm²) N/mm²)
Nm-120 (°C) |
| rung unter (°C) (µm) (kgf/mm²) (kgf/mm²) (%) (%) (kgf-m) |
| halb 880°C |
| (%) |
| 69 - - - N 3,3 447 (45,6) 575 (58,6) 39,6 78,3 293 (29,9) -135 |
| 70 480* " 3,3 451 (46,0) 569 (58,0) 41,3 80,4 293 (29,9) -135 |
| 71 1 500 1 A.C. " 3,3 498 (50,8) 564 (57,5) 40,0 80,1 290 (29,6)
-156 |
| 72 600 " 3,3 526 (53,6) 559 (57,0) 39,8 79,6 291 (29,7) -169 |
| 73 700 " 3,3 499 (50,9) 552 (56,3) 38,6 78,3 293 (29,9) -153 |
| 74 950 98 800 720* " 12,6 379 (38,6) 405 (41,3) 35,3 73,1 12,7(29,3)
-108 |
| 75 - - - " 4,5 454 (46,3) 454 (59,6) 40,3 79,3 293 (29,9) -138 |
| 76 480* " 4,5 456 (46,5) 580 (59,1) 40,2 78,3 290 (29,6) -138 |
| 77 12 500 1 A.C. " 4,5 516 (52,6) 571 (58,3) 39,9 76,9 292
(29,8) -153 |
| 78 600 " 4,5 538 (54,8) 560 (57,1) 40,1 77,8 291 (29,7) -165 |
| 79 700 " 4,5 512 (52,2) 523 (53,3) 41,3 79,9 290 (29,6) -150 |
| 80 720* " 11,9 384 (39,2) 411 (41,9) 36,3 72,1 12,7(1,3) -100 |
| 81 - - - " 4,8 463 (47,2) 568 (57,9) 40,1 80,1 293 (29,9) -126 |
| 82 480* " 4,8 464 (47,3) 559 (57,0) 40,1 80,1 292 (29,8) -126 |
| 83 24 500 1 A.C. " 4,8 523 (53,3) 554 (56,5) 40,2 79,9 297
(29,7) -156 |
| 84 600 " 4,8 530 (54,0) 552 (56,3) 40,1 81,1 292 (29,8) -169 |
| 85 700 " 4,8 512 (52,2) 521 (53,1) 41,1 80,0 293 (29,9) -153 |
| 86 720* " 13,2 379 (38,6) 423 (43,1) 35,5 71,1 7,8 (0,8 ) -
98 |
(1) *: Außerhalb des Rahmens der Erfindung (2) S: Stark entwickelt, M: Mäßig entwickelt,
N: Keine Y.S. = Streckgrenze, T.S. = Zugfestigkeit, El. = Dehung, R.A. = Querschnittsverringerung