-
Die Erfindung betrifft einen hochfesten, niedrig gekohlten
Stahl mit guter Verarbeitbarkeit. Die Erfindung betrifft
ferner einen aus einem derartigen Stahl gezogenen Draht.
Beschreibung des Standes der Technik
-
In den letzten Jahren sind sehr stark streckbare Stähle
entwickelt worden, um auf diese Weise dünne Stahlbleche hoher
Festigkeit zur Verarbeitung in Biegepressen herzustellen.
Derartige aus einem Ferrit und einer bei niedrigen
Temperaturen transformierenden Produktphase bestehenden Stähle haben
jedoch ein niedriges Streckverhältnis. Obwohl derartige
Stähle eine gute Dehnungs- bzw. Ausbiegungsfähigkeit
besitzen, sind ihre Eigenschaften jedoch relativ schlecht, wenn
dieselben in sehr starkem Maße bearbeitet werden. Dies ist
beispielsweise beim Drahtziehen der Fall, bei welchem die
Querschnittsverringerung bis zu 90% beträt. Auf der anderen
Seite ist es bekannt, daß eutektische Stähle mit der
Pearlitstruktur, welche durch Spezialbehandlung hergestellt
werden, sehr schlecht geschmiedet oder innerhalb von Pressen
geformt werden können.
-
Die EP-A-33600 bezieht sich auf die Herstellung eines
sogenannten Zweiphasenstahls. Das heißgewalzte Stahlband wird
dabei gekühlt, so daß dasselbe bei der Abgabe von der Presse
den gesamten Querschnitt hinweg eine im wesentlichen
gleichförmige bainitische Struktur aufweist. Das Stahlband wird
daraufhin innerhalb des Bereichs eines
Zweiphasen-ferrit/austenitischen Stahls wärmebehandelt und anschließend
abgekühlt, wobei sich ein Teil, wenn nicht der gesamte
Austenit, in Martensit umwandelt. Das bainitische Stahlband
wird dann kaltgewalzt, worauf eine Wärmebehandlung
vorgenommen wird. Die Stahlbandzusammensetzung kann dabei geringe
Mengen von Mangan von nicht mehr als 2% enthalten, wobei
zusätzlich Vanadium, Chrom und Molybdän als
Legierungselemente hinzukommen.
-
In den Transactions der ISIJ, Vol. 24, 1984, Seiten 648
werden die Mikrostruktur- und die Festigkeitseigenschaften
eines zweiphasigen, d. h. martensitischen oder ferritischen
Stahls aus 2,3% Mn, 0,05% C und 0,03% Nb Rest Eisen
beschrieben, welche durch interkritische Wärmebehandlung der
Probenelemente mit einer Martensitstruktur hergestellt wurde.
Die Wirkung der ursprünglichen Austenitkorngröße auf die
Mikrostruktur- und die Festigkeitseigenschaften des
Zweiphasenstahls wurde dabei studiert. Eine grobe
Zweiphasenstruktur aus fadenförmigem Martensit und Ferrit wurde
durch interkritische Wärmebehandlung der Testproben mit einer
ursprünglichen groben Austenitkorngröße erhalten. Eine
charakteristische feine Zweiphasenstruktur aus homogen
verteilten feinen Martensitteilchen und feinen Ferritkörnern
wurde durch interkritische Wärmebehandlung der Testproben mit
ultrafeinen ursprünglichen Austenitkorngrößen erhalten. Über
einen weiten Bereich der Martensitvolumenfraktionen war dabei
die feine Zweiphasenstruktur sowohl in Bezug auf Festigkeit
als auch Verformbarkeit der groben Zweiphasenstruktur
überlegen. Daraus wurde geschlossen, daß eine bessere Kombination
von Festigkeit und Verformbarkeit durch interkritische
Wärmebehandlung der martensitischen Probenelemente mit
ultrafeinen ursprünglichen Austenitkorngrößen erreichbar ist,
wobei letztere durch thermomechanische Behandlung hergestellt
werden können.
-
Die WO-A-84/02354 beschreibt einen hochfesten, gut
verformbaren niedriggekohlten Zweiphasenstahldraht bzw. eine Stange
oder Stab sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben. Der
Stahldraht bzw. die Stange oder der Stab wurde durch
Kaltziehen auf den gewünschten Durchmesser während eines
einzigen Mehrfachbearbeitungsvorgangs einer niedriggekohlten
Stahlzusammensetzung erreicht, indem eine
Doppel-Mikrostruktur zum Einsatz gelangt. Dieselbe besteht dabei im
wesentlichen aus einer harten zweiten Phase, welche in einer
weichen Ferritmatrix dispersiert ist, deren Mikrostruktur und
Morphologie eine ausreichende Kaltverformbarkeit erlaubt, um
eine Verringerung der Querschnittsfläche bis zu 99,9% zu
ermöglichen. Auf diese Weise konnten Zugfestigkeiten von
wenigstens 120 ksi bis mehr als 400 ksi erreicht werden.
-
Im Rahmen der Erfindung wurden intensive Untersuchungen
angestellt, um Stähle herzustellen, welche nicht nur eine gute
Walzformbarkeit, sondern ebenfalls eine ausgezeichnete
ultrahohe oder hohe Bearbeitbarkeit für Kalt-/oder
Heißdrahtziehen, Ziehen, Schmieden und Walzen besitzt. Auf Grund
dieser Untersuchungen hat sich ergeben, daß bei niedriggekohlten
Stählen eine gute Bearbeitbarkeit wie folgt erreicht werden
kann: Die Struktur des niedriggekohlten Stahles wird zuerst
in Bainit, Martensit oder eine feingemischte Struktur mit
oder ohne verbleibenden Austenit umgewandelt. Der rückwärts
transformierte Hauptaustenit wird dann unter vorgegebenen
Kühlbedingungen transformiert, um eine Endstruktur zu
erreichen, bei welcher eine feine niedrigtemperierte
Transformationsproduktphase auftritt, die aus kugelförmigen oder
länglichen Bainit, Martensit oder einer Mischstruktur
derselben mit oder ohne verbleibenden Austenit besteht und die
gleichförmig innerhalb einer Ferritphase dispersiert ist,
wodurch eine zusammengesetzte Struktur erzeugt wird.
Zusammenfassung der Erfindung
-
Es ist demzufolge die Aufgabe der vorliegenden Erfindung
einen hochfesten niedriggekohlten Stahl zu schaffen, welcher
eine sehr gute Bearbeitbarkeit besitzt, wie sie beim Stand
der Technik noch niemals erreicht werden konnte.
-
Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, einen hochfesten
niedriggekohlten Stahl zu schaffen, welcher aus kugelförmigem
Martensit, Bainit oder einer Mischstruktur derselben besteht,
die gleichmäßig innerhalb einer Ferritphase dispersiert ist.
-
Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, einen Draht zu
schaffen, welcher aus einem hochfesten niedriggekohlten Stahl
besteht.
-
Die zuerst genannte Aufgabe wird bei einem Stahl erreicht, so
wie er im Anspruch 1 beansprucht wird.
-
Im Rahmen der Erfindung ist ein hochfester niedriggekohlter
Stahl vorgesehen, welcher eine ausgezeichnete Bearbeitbarkeit
aufweist. Derselbe besteht aus 0,01 bis 0,3 Gew.% C, weniger
als 1,2 Gew.% Si, 0,1 bis 2,5 Gew.%, vorzugsweise 0,3 bis 2,5
Gew.% Mn und - abgesehen von zusätzlichen Elementen, so wie
sie im folgenden beschrieben werden - Rest Eisen und
unvermeidliche Verunreinigungen. Der betreffende Stahl besitzt
eine derartige Metallstruktur, daß eine Niedrigtemperatur
Produktumwandlungsphase mit einer durchschnittlichen
berechneten Korngröße von höchstens 3 u auftritt. Dieselbe
besteht dabei aus einer nadeligen Martensit-, Bainit- oder
einer Mischstruktur davon, welche in einer Menge von 15 bis
40 Vol.% gleichmäßig in einer Ferritphase verteilt ist.
-
Der erwähnte Stahl kann dabei zusätzlich einen weiteren
Bestandteil aus der Reihe von 0,005 bis 0,20 Gew.% Nb, 0,005
bis 0,3 Gew.% V und 0,005 bis 0,30 Gew.% Ti enthalten.
-
Dieser hochfeste niedriggekohlte Stahl kann dabei dadurch
hergestellt werden, indem eine Wärmebehandlung des Stahls mit
einer Ausgangsstruktur von Bainit, Martensit oder einer
Mischstruktur davon vorgenommen wird, wobei die Korngröße von
Ausgangsaustenit höchstens 35 u beträgt. Der Wärmebehandlung
des Stahls wird dabei auf einer Temperatur im Bereich von Ac&sub1;
bis Ac&sub3; derart vorgenommen, daß eine Austenitisierung von
wenigstens 20 Gew.% erfolgt, und eine Rekristallisation der
Ausgangsstruktur verhindert wird. In der Folge wird dann der
erhitzte Stahl einer gesteuerten Abkühlung mit einer
durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen 40 und 150ºC
pro Sekunde ausgesetzt, um auf diese Weise den
nadelförmigen Martensit und/oder Bainit zu erhalten.
-
Der Stahl gemäß der Erfindung besitzt eine genau festgelegte
chemische Zusammensetzung und eine zusammengesetzte Struktur,
so wie sie beim bisherigen Stand der Technik nicht bekannt
war. Dabei ergibt sich nämlich eine
Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase, welche innerhalb eines vorgegebenen
Volumenverhältnisses gleichmäßig innerhalb der Ferritstruktur
dispersiert bzw. verteilt ist. Vorzugsweise haben die
nadelförmigen bzw. länglichen Körner der Niedrigtemperatur-
Produktumwandlungsphase eine berechnete mittlere Korngröße
von weniger als 3 u. Der betreffende Stahl besitzt nicht nur
eine sehr gute Streckbarkeit, sondern auch eine äußerst gute
Bearbeitbarkeit. Ein derartiger Stahl kann beispielsweise zum
Ziehen von Stahldrähten mit Ziehfaktoren bis zu 99,9%
verwendet werden, wobei der auf diese Weise geformte Draht eine
große Festigkeit und Dehnbarkeit besitzt.
-
Es sei darauf verwiesen, daß der Ausdruck "längliche oder
nadelförmige Körner" bedeutet, daß die betreffenden Körner
gerichtet sind. Auf der anderen Seite bedeutet der Ausdruck
"kugelförmiges Korn" ein Korn ohne richtungsmäßige
Ausrichtung. Der Ausdruck "berechnete Korngröße" von nadelförmigen
Körnern bedeutet den Durchmesser der nadelförmigen Körner,
bei welchen die Querschnittsfläche als Kreis angenommen wird.
Kurze Beschreibung der Figuren
-
Fig. 1 ist eine graphische Darstellung des
Volumenverhältnisses der Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase
im Vergleich zur Ferritphase in Abhängigkeit der
Erwärmungstemperatur im Bereich zwischen Ac&sub1; bis Ac&sub3;
für verschiedene mittlere
Abkühlungsgeschwindigkeiten;
-
Fig. 2A bis C sind Mikrophotogeraphien von Stahlstrukturen,
bei welchen die Fig. 2A und 2B der vorliegenden
Erfindung und Fig. 2C einer Vergleichsprobe
entsprechen;
-
Fig 3 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der
mittleren berechneten Korngröße der
Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase in Abhängigkeit des
Volumens der Produktumwandlungsphase, wobei zusätzlich
die Kornform der Produktumwandlungsphase
berücksichtigt ist;
-
Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der physikalischen
Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls in
Abhängigkeit der Zeit, bei welcher derselbe auf 300ºC
gehalten wird;
-
Fig. 5 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des
Volumenverhältnisses von Martensit
(Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase) innerhalb eines gemäß
der Erfindung hergestellten Stahldrahtes in
Abhängigkeit der Erwärmungstemperatur;Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der physikalischen
Eigenschaften eines Stahldrahtes, welcher in
Verbindung mit Fig. 5 einer Wärmebehandlung ausgesetzt
worden ist;
-
Fig. 7 ist eine graphische Darstellung der Gesamtstreckung
und des Bruches beim Ziehen in Abhängigkeit der
Zugfestigkeit und
-
Fig. 8 ist eine graphische Darstellung der physikalischen
Eigenschaften eines Stahles nach Wärmebehandlung in
Abhängigkeit der Größe des ursprünglichen Austernits
bei einer Struktur, bevor dieselbe bis in den Bereich
von Ac&sub1;-Ac&sub3; erwärmt worden ist.
Genaue Beschreibung der Ausführungsformen der Erfindung
-
Die Bestandteile des Stahls gemäß der Erfindung, so wie sie
zuvor erwähnt worden sind, sollen in dem Folgenden genauer
erörtert werden:
-
C sollte dem Stahl in Mengen von nicht weniger als 0,01 Gew.%
zugeführt werden, (was in dem Folgenden allein durch Prozent
ausgedrückt werden soll). Auf diese Weise ergibt sich die
Bildung einer endgültigen metallischen Struktur, so wie sie
zuvor erwähnt wurde. Falls noch mehr als 0,3% verwendet
wird, verschlechtert sich die
Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase aus dem nadelförmigen Martensit, Bainit oder
einer Mischstruktur derselben (welche in dem Folgen als
"zweite Phase" bezeichnet werden soll) im Hinblick auf ihre
Streckbarkeit. Der Kohlenstoffgehalt sollte demzufolge
innerhalb des Bereiches von 0,01-0,30, vorzugsweise 0,02-0,15%
liegen.
-
Si ist ein wirksames Element, um die Ferritphase zu
verfestigen. Wenn der Siliciumgehalt jedoch mehr als 1,5%
beträgt, wird die Transformationstemperatur sehr stark nach
oben geschoben, was eine Entcarbonisierung auf der Oberfläche
des Stahls zur Folge hat. Die obere Grenze sollte demzufolge
bei 1,2% liegen. Der Siliciumgehalt ist demzufolge
vorzugsweise im Bereich zwischen 0,01 und 1,2%.
-
Mn sollte in Mengen von nicht weniger als 0,3% zugesetzt
werden, weil dasselbe den Stahl verstärkt und die Härtbarkeit
der zweiten Phase verbessert, während gleichzeitig die
Korngestalt nadelförmig oder länglich wird. Wenn Mn jedoch in
Mengen von mehr als 2,5% zugesetzt wird, dann werden keine
weiteren nützlichen Wirkungen erwartet. Der Mn-Gehalt sollte
demzufolge im Bereich zwischen 0,1 und 2,5% liegen.
-
Um eine Kornverbesserung der metallischen Struktur des
niedriggekohlten Stahls zu erreichen, sollte wenigstens ein
Element aus der Gruppe von Nb, V oder Ti zusätzlich zugeführt
werden. Für den beabsichtigten Zweck sollte dieses
zusätzliche Element in Mengen von nicht weniger als 0,005%
zugesetzt werden. Zu große Mengen sind jedoch nicht nützlich,
weil bei erhöhten Kosten ein weiterer Effekt nicht zu
erwarten ist. Demzufolge wird die obere Grenze für Nb zu 0,2% und
für V oder Ti zu 0,3% festgelegt.
-
Unvermeidbare Elemente, welche innerhalb des Stahls der
Erfindung enthalten sein können, sollen nunmehr beschrieben
werden:
-
S kann in dem Stahl enthalten sein. Die Menge sollte jedoch
vorzugsweise weniger als 0,005% betragen, um die Menge von
MnS innerhalb des Stahls zu begrenzen, innerhalb welchen
Bereiches die Streckbarkeit des Stahls verbessert werden
kann. Da P ein Element darstellt, welches in erheblicher
Weise eine intergranulare Trennung hervorruft, sollte dieses
Element vorzugsweise nicht mehr als wie 0,01% enthalten
sein. N ist ein Element, welches im Zustand einer
Festkörperauflösung höchstwahrscheinlich Alterungen hervorruft.
Demzufolge bewirkt N eine Alterung während der Bearbeitung
und verhindert die Verarbeitbarkeit. Auf der anderen Seite
tritt ein Altern selbst nach der Bearbeitung auf, so daß die
Streckbarkeit des bearbeiteten Stahls sich verschlechtert.
Der Gehalt von N sollte demzufolge im Bereich von nicht mehr
als 0,003% liegen. Al bildet einen Oxidationseinschluß,
welcher sich sehr selten verformt, so daß die Bearbeitbarkeit
des sich ergebenden Stahls verschlechtert werden kann. Bei
einem äußerst dünnen Draht besteht im besonderen die Gefahr,
daß im Bereich eines Einschlusses ein Bruch auftritt. Bei
Verwendung des Stahls in Form von Drähten oder Stangen sollte
der Al-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,01% betragen.
-
Auf der anderen Seite erscheint es vorteilhaft, die Form der
MnS-Einschlüsse zu beeinflussen, indem seltene Erden, wie Ca,
Ce und dgl. zugesetzt werden.
-
Der gleichzeitige Zusatz von Al mit Nb, V und Ti ist wirksam,
um ungelöstes C oder N zu binden.
-
Die Stähle gemäß der Erfindung mit ihrer ganz spezifischen
metallischen Struktur sind insbesondere in der Form von sehr
dünnen Drähten verwendbar.
-
Im Rahmen der Erfindung bedeuten sehr "dünne Drähte"
Stahldrähte mit Durchmessern von 2 mm oder darunter, vorzugsweise
1,5 mm oder darunter, welche durch Kaltziehen hergestellt
wurden. Diese Drähte können als Stahlseile, Kettendrähte,
Federdrähte, Schlauchdrähte, Reifendrähte, Innendrähte und
dgl. verwendet werden. Derartige sehr dünnen Drähte werden
gewöhnlich durch Ziehen eines Stabes mit einem Durchmesser
von 5,5 mm hergestellt. Im diesem Fall ergibt sich eine
Querschnittsverringerung von mehr als 90%, was weit oberhalb
der Ziehgrenze von 0,6-0,8 mittel- bis hochgekohlten
Stahlstäben liegt. Aus diesem Grunde ist es notwendig, den
zum Anfang verwendeten Stab während des Ziehvorgangs einer
oder mehrerer Wärmbehandlungen auszusetzen.
-
Im allgemeinen können Stähle aus reinem Eisen oder aus
niedriggekohltem Ferrit/Pearlit im Rahmen starker
Bearbeitungsverfahren in äußerst dünne Drähte gezogen werden. Dabei
ist jedoch die Zunahme der Festigkeit beim Ziehen gering, so
daß das Endprodukt eine ziemlich schlechte Festigkeit
aufweist. Selbst bei Ziehvorgängen mit Verringerungen des
Querschnitts im Bereich zwischen 95 und 99% liegt die zu
erzielende Festigkeit höchstens im Bereich zwischen 70 und 130
kgf/mm² und kann nicht Werte von 170 kgf/mm² oder höher
erreichen. Bei Ziehvorgängen, bei welchen das
Querschnittsverringerungsverhältnis mehr als 99% beträgt, liegt die
Festigkeit unterhalb von 190 kg/mm². Bei derartigen Stählen
aus reinem Eisen oder niedrige Kohlenferrit/Pearlit können
demzufolge äußerst dünne Drähte mit Festigkeiten oberhalb von
240 kg/mm² mit einer Bruchfestigkeit von 30% darüber nicht
erreicht werden.
-
Die bruchfesten niedriggekohlten Stähle gemäß der Erfindung
können hingegen durch Kaltziehen mit einem
Querschnittsverringerungsfaktor von mehr als 90% oder mehr erhalten werden,
ohne daß während des Bearbeitungsvorgangs ein Anstieg der
Temperatur über den Wert Ac&sub1; erfolgt. Die hochfesten stark
streckbaren, sehr dünnen Drähte gemäß der Erfindung besitzen
dabei eine Festigkeit von nicht weniger als 170 kg/mm² und
eine Bruchfestigkeit von nicht weniger als 40%, wobei die
Festigkeit vorzugsweise nicht weniger als 240 kg/mm² und eine
Reißfestigkeit von nicht weniger als 30% zustandekommt.
-
Die Herstellung von hochfesten und stark streckbaren
niedriggekohlen Stähle gemäß der Erfindung soll nunmehr
beschrieben werden:
-
Im allgemeinen kann der Stahl durch ein Verfahren hergestellt
werden, bei welchem zuerst eine Strukturumwandlung des
Ausgangsstahls vorgenommen wird, welcher weniger als 0,3 Gew.%
C, weniger als 1,2 Gew.% Si, 0,1-2,5 Gew.% Mn, Rest Eisen
und unvermiedbare Verunreinigungen enthält. Dieser Stahl
besteht dabei hauptsächlich aus Martensit oder Bainit oder
einer Gemischstruktur aus Ferrit und Martensit oder Bainit.
In der Folge wird der umgewandelte Stahl auf eine Temperatur
im Bereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt, worauf der erhitzte
Stahl einem gesteuerten Abkühlungsvorgang ausgesetzt wird, so
daß die sich ergebende Endstruktur des Stahls eine
Mischstruktur aus Ferrit und einer
Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase aus Martensit oder Bainit aufweist.
-
Um die Ausgangsstruktur zu erhalten, erweisen sich die
folgenden Verfahren als wirksam.
-
Das erste Verfahren ist ein Verfahren, bei welchem der
Ausgangsstahl einem gesteuerten Walzvorgang oder einem
Heißwalzvorgang ausgesetzt wird, worauf ein beschleunigter
Abkühlungsprozeß vorgenommen wird. Unter "gesteuertem
Walzvorgang" sei verstanden, daß bei Blechen das Walzen
vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht mehr als 950ºC und
einer kumulativen Querschnittsverringerung von nicht weniger
als 30% durchgeführt wird, und daß der Walzprozeß bei einer
Temperatur von Ac&sub3; ± 50ºC beendet wird. Beider Bearbeitung
von Stäben liegen die Zwischen- bis Endwalztemperatur
unterhalb von 1000ºC, während das kumulative
Querschnittsverringerungsverhältnis mehr als 30% beträgt und die
Endwalztemperatur innerhalb des Bereiches von Ar&sub3; und Ar&sub3; + 100ºC
liegt. Außerhalb dieses Temperaturbereichs kann die
gewünschte Zusammensetzung bzw. Kornkonfiguration der
Ausgangsstruktur nur sehr schlecht erreicht werden. Im Rahmen
des erfindungsgemäßen Verfahrens bedingt der Einsatz von
Ausgangsaustenitkörnern mit geringerer Größe eine höhere
Streckbarkeit und Festigkeit des Endproduktes. Die
Abkühlungsgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der beschleunigten
Abkühlung beträgt 5ºC/Sekunde oder höher. Geringere
Abkühlungsgeschwindigkeiten
bewirken hingegen die Bildung einer
gewöhnlichen Ferrit- und Pearlitstruktur.
-
Das zweite Verfahren unterscheidet sich von dem ersten
Verfahren zur Erzielung der gewünschten Ausgangsstruktur durch
Vornahme eines gewöhnlichen Walzvorgangs. Das zweite
Verfahren besteht nach dem Walzen in einer Wärmebehandlung des
gewalzten Stahls, bei welcher der Stahl bis in einem
Temperaturbereich von Austenit erwärmt wird, der den Wert Ac&sub3;
überschreitet, worauf eine gesteuerte Abkühlung vorgenommen
wird. Entsprechend diesem Verfahren liegt die Temperatur der
Wärmebehandlung ähnlich wie im Fall des ersten Verfahrens
vorzugsweise im Bereich zwischen Ac&sub3; und Ac&sub3; + 150ºC.
-
Im Rahmen der Erfindung wird der Ausgangsstahl derart
verarbeitet, daß eine Strukturumwandlung stattfindet, bevor ein
Aufheizvorgang in dem Temperaturbereich zwischen Ac&sub1;-Ac&sub3;
vorgenommen wird. Dabei wird die bekannte Ferrit/Pearlit-
Struktur in eine Struktur umgewandelt, welche im wesentlichen
aus Martensit oder Bainit oder die Mischstruktur aus Ferrit
und einem Niedrigtemperatur-Produktionsumwandlungsphase aus
Martensit oder Bainit mit oder ohne verbleibenden Austenit
besteht. Der Stahl mit einer wie oben beschriebenen
Ausgangsstruktur wird dann bis in den Bereich zwischen Ac&sub1; und
Ac&sub3; erwärmt, so daß eine große Menge von proeutektischen
Austenitkörnern gebildet werden. Als Kristallisationskerne
wirken dabei vorzugsweise der verbleibende Austenit oder
Cementit, welcher an den Korngrenzen der Niedrigtemperatur-
Produktumwandlungsphase auftritt. Das Wachsen der Körner
erfolgt dabei entlang der Korngrenzen. Der durch den
beschleunigten Abkühlungsvorgang aus dem Austenit gebildete
Martensit oder Bainit besitzt dabei eine lamellenhaft
gerichtete Struktur und weist eine gute Konformität mit dem
umgebenden Ferrit auf. Die Körner der zweiten Phase können
demzufolge stärker umgewandelt werden als im Falle eines
Stahls, welcher eine bekannte Ferrit/Pearlit-Ausgangsstruktur
besitzt. Auf diese Weise kommt somit eine Kornkonfiguration
zustande, welche sich gegenüber bekannten Stahl sehr stark
unterscheidet.
-
Wenn der Ferrit/Pearlit-Stahl bis in einen Temperaturbereich
von Ac&sub1;-Ac&sub3; erwärmt wird, dienen die Korngrenzen der
Ferritkörner bzw. der Ferrit/Pearlitkörner als Kerne bzw.
kernbildende Stellen für den Austenit. Gemäß dem Verfahren der
Erfindung dienen jedoch nicht nur die Korngrenzen der
Ferritkörner und die Korngrenzen der Ausgangsaustenitkörner,
sondern ebenfalls die "Lath"-Grenzen als vorteilhafte Kerne bzw.
kornbildende Stellen. Der Martensit, welcher von den "Lath"-
Grenzen in gerichteter Weise entstanden ist, besitzt eine
gute selektive Verformbarkeit und eine gute
Kaltverarbeitbarkeit. Eine Kornverkleinerung der Ausgangsstruktur in
Verbindung mit einer Kornverkleinerung des
Ausgangsmartensits verbessert in erheblichem Maße die Kornverkleinerung
der gerichteten Martensitstruktur, was ein geringeres Maß an
Kornverringerung erlaubt, bei welcher eine Einstellung der
Zwischenkornabstände von Martensit, der Korndicke und der
Kornlänge erfolgt.
-
Der Zusatz von Ti, V, und Nb ist wirksam, um die
ursprünglichen Austenitkörner zu verbessern. Ein derartiger Zusatz
erscheint somit zweckmäßig zur Kornverbesserung des
Endprodukts. Ein gesteuerter Walzvorgang erscheint ebenfalls
vorteilhaft.
-
Bei einem Stahl, bei welchem die Ausgangsstruktur bis in den
Temperaturbereich von Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt worden ist, sollte
die Aufheizgeschwindigkeit groß sein, um eine
Rekristallisation der Niedrigtemperatur-Produktionsumwandlungsphase zu
unterdrücken. Im allgemeinen sollte die
Aufheizgeschwindigkeit nicht weniger als 100ºC pro Minute, vorzugsweise 500ºC
pro Minute, betragen. In der Folge wird dann der Stahl einem
gesteuerten Abkühlungsvorgang ausgesetzt.
-
Die Bedingungen des Abkühlungsvorgangs sind nicht kritisch.
Vorzugsweise sollte das Volumenverhältnis von Kohlenstoff (%)
im Vergleich zur zweiten Phase (%) innerhalb des
hergestellten Stahles unterhalb von 0,006 liegen. Durch diesen Wert
wird die untere Grenze des Volumenverhältnisses der zweiten
Phase in Bezug auf den C-Gehalt in Prozent festgelegt. Falls
der erwähnte Wert mehr als 0,006 beträgt, besitzt die zweite
Phase selbst eine geringere Streckbarkeit. Entsprechend
bekannter Verfahren, bei welchen eine Wärmebehandlung bis in
einen Temperaturbereich für die Ferrit/Austenit-Struktur
vorgenommen wird, erfolgt eine Erhöhung der Konzentration von
C in dem verbleibenden Austenit zum Zeitpunkt der Abkühlung
derart, daß die zweite Hartphase gleichförmig in geringen
Mengen verteilt wird. Auf diese Weise ergibt sich eine
Festigkeit von ungefähr 60 kg/mm².
-
Im Rahmen einer besonderen Ausführungsform der Erfindung
ergibt sich ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten
niedrige Kohlenstoffstahls. Bei diesem Verfahren wird die
Struktur eines Ausgangsstahls umgewandelt, welche die, wie
oben beschriebene Zusammensetzung, besitzt. Die Umwandlung
erfolgt in eine Phase, welche aus Bainit, Martensit oder
einer Mischstruktur derselben besteht und bei welcher die
Korngröße des Ausgangsaustenits nicht mehr als 35 u ist. Der
auf diese Weise gebildete Stahl wird auf eine Temperatur im
Bereich von Ac&sub1;-Ac&sub3; erwärmt, so daß eine Austenisation
stattfindet, bis das Austenisationsverhältnis mehr als 20%
beträgt. In der Folge wird der Stahl auf eine
Normaltemperatur im Bereich von 500ºC abgekühlt, wobei die mittlere
Abkühlgeschwindigkeit im Bereich von 40 und 150ºC pro Sekunde
liegt.
-
Um die zweite Phase, welche aus Bainit, Martensit oder einer
Mischstruktur derselbe besteht, in eine Endmetallstruktur mit
feinen nadelförmigen Strukturelementen zu bringen, wird der
Stahl vor seiner, Aufheizung bis in den Temperaturbereich von
Ac&sub1;-Ac&sub3; derart behandelt, daß seine Struktur in Bainit,
Martensit oder eine sehr feine Mischstruktur mit oder ohne
verbleibenden Austenit übergeht, bei welcher die Korngröße
des Ausgangsaustenits nicht mehr als 35 u, vorzugsweise nicht
mehr als 20 u beträgt. Die umgewandelte Struktur soll in dem
Folgenden als "Prästruktur" bezeichnet werden. Die
Kornverfeinerung dieser Struktur ergibt sich durch Verfeinerung der
Endstruktur, was zu einer Verbesserung der Streckbarkeit und
Festigkeit des Endproduktes führt. Auf diese Weise kann dem
Endprodukt die gewünschte Festigkeit gegeben werden.
-
Um die Korngröße des Ausgangsaustenits derart zu
beeinflussen, daß sie nicht größer als 35 u ist, wird der in Barren
oder im Stranggußverfahren anfallende Stahl derart
heißgewalzt, daß sich dabei eine Temperatur ergibt, welche im
Bereich zwischen der Rekristallisationstemperatur bzw. der
Temperatur des Kornwachstums von Austenit, d. h.
beispielsweise von weniger als 980ºC sehr langsam bis auf eine
Temperatur ansteigt, welche nicht niedriger als der Ar&sub3;-Punkt
liegt, wobei die Querschnittsverringerung nicht weniger als
30% beträgt. Falls die Heißwalztemperatur den Wert von
980ºC überschreitet, tendiert der Austenit zur
Rekristallisation bzw. ergibt sich ein Kornwachstum. Falls das
Querschnittsreduktionsverhältnis weniger als 30% beträgt, kann
eine Verkleinerung der Austenitkörner nicht erreicht werden.
Um die erwünschten feinen Austenitkörner im Bereich zwischen
10 und 20 u zu erreichen, sollte zusätzlich zu den oben
genannten Walzbedingungen die Endwalzung unterhalb von 900ºC
liegen sehr feine Körner mit Korngrößen zwischen 5 und 10 u
werden dann erreicht, wenn der Endwalzvorgang mit einer
Belastung durchgeführt wird, welche nicht weniger als 300 pro
Sekunde beträgt.
-
Es sei bemerkt, daß nach dem Heißwalzvorgang, bei welchem die
Größe der ursprünglichen Austenitkörner beeinflußt wird, ein
Kaltwalzvorgang durchgeführt werden kann, um die gewünschte
Formgebung des Stahls zu erreichen. In diesem Fall sollte das
Walzverhältnis bei diesem Kaltwalzvorgang bis zu 40%
betragen. Wenn der Stahl mit einer, wie oben beschriebenen
Prästruktur einem Kaltwalzvorgang von mehr als 40% ausgesetzt
wird, ergibt sich, so wie dies in dem Folgenden noch
beschrieben wird, bei einem Aufheizvorgang bis in einem
Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; eine
Rekristallisation des Martensits, so daß es unmöglich wird, das
gewünschte Endprodukt zu erreichen.
-
Die Prä-Struktur kann in Bainiat, Martensit oder eine
Mischstruktur desselben unter Einsatz der beschriebenen
Verfahren im Vergleich zu dem ersten Verfahren umgewandelt
werden.
-
Die Prä-Struktur wird dann bis in einen Temperaturbereich
zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt und derart abgekühlt, daß der
Austenit in nadelförmiges Martensit oder Bainit umgewandelt
wird. Die nadelförmigen Körner besitzen dabei eine gute
Konformität mit der sie umgebenden Ferritphase, so daß die
Körner der zweiten Phase in sehr starkem Maße verfeinert werden.
Die Bedingungen der Wärmebehandlung im Bereich zwischen Ac&sub1;
und Ac&sub3; und der darauffolgenden Abkühlung sind sehr wichtig.
Je nach den Bedingungen kann die zweite Phase kugelförmig
werden bzw. können kugelförmige Körner in der zweiten Phase
auftreten, was eine starke Verformbarkeit verhindert.
-
Eine Rückwärtstransformation der aus feinem Bainit, Martensit
oder einer Mischstruktur derselben bestehenden Prä-Struktur
bei einer Erwärmung bis in einen Austenitbereich beginnt
nämlich vor allem an dem kugelförmigen Austenit, welcher an
den alten Austenitkorngrenzen auftritt, wenn das Verhältnis
von Austenit bis zu 20% beträgt und die folgende Bildung von
nadelförmigen Austenit von der Innenseite der Körner
einsetzt.
-
Wenn dann der Stahl sehr rasch mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen 150 und 200ºC pro Sekunde oder mehr
abgekühlt wird, dann ergibt sich eine Struktur, bei welcher die
nadelförmige bzw. kugelförmige
Niedertemperatur-Transformationsphase in Ferrit dispersiert. Demzufolge ergeben sich
feinere Körner des Ausgangsaustenits in stärkerem Maße bei
der Bildung von kugelförmigen Austenit. Wenn die
Austenisation mehr als 40% beträgt, schließen sich die
nadelförmigen
Austenitkörner zusammen und wandeln sich in kugelförmiges
Austenit um. Wenn der Stahl dann in einem derartigen Zustand
sehr rasch abgekühlt wird, ergibt sich eine Mischstruktur aus
Ferrit und einer hohen kugelförmigen niedrigtemperierten
Transformationsproduktphase. Falls die Austenisation bis auf
einen Wert von ungefähr 90% fortschreitet, schließen sich
die Kugeln von Austenit zusammen und wachsen, wodurch die
Austenisation beendet wird. Falls in diesem Zustand der Stahl
sehr rasch abgekühlt wird, ergibt sich eine Struktur, welche
vor allem aus einer niedrigtemperierten
Transformationsproduktphase besteht.
-
Bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung wird der mit
einer gesteuerten Prä-Struktur versehene Stahl bis in einen
Temperaturbereich von zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt, wobei die
Austenisation bis zu einem Wert von nicht weniger als 20%
erfolgen sollte. Der Stahl wird dann bis auf eine
Normaltemperatur von etwa 500ºC mit einer mittleren
Abkühlgeschwindigkeit zwischen 40 und 150ºC pro Sekunde abgekühlt. Während
dieses Abkühlvorgangs wird der Ferrit und der nadelförmige
Austenit von dem kugelförmigen Austenit getrennt und der
nadelförmige Austenit in eine
Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase umgewandelt. Dies erlaubt die Bildung der
endgültigen Metallstruktur, bei welcher eine
Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase aus nadelförmigem Bainit,
Martensit und einer Mischstruktur derselben mit oder ohne
teilweise verbleibenden Martensit gleichmäßig innerhalb einer
Ferritphase verteilt ist.
-
Die mittlere Abkühlgeschwindigkeit ist wie oben festgelegt.
Wenn die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 40ºC pro Sekunde
beträgt, wird kugelförmiger Austenit oder polygonaler Ferrit
gebildet, während die verbleibenden kugelförmigen
Austenitkörner in eine kugelförmige zweite Phase transformiert
werden. Wenn hingegen die Abkühlgeschwindigkeit mehr als
150ºC pro Sekunde beträgt, entsteht in nicht gewünschter
Weise eine kugelförmige zweite Phase. Bei den Stählen gemäß
der Erfindung sollte das Volumenverhältnis der zweiten Phase
im Bereich zwischen 15 und 40% liegen. Innerhalb dieses
Bereiches besitzen die Körner der zweiten Phase eine
nadelförmige Form und besitzen eine berechnete mittlere Korngröße
von nicht mehr als 3 u. Die Stähle gemäß der Erfindung
besitzen demzufolge eine ganz besondere zusammengesetzte
Struktur mit einer sehr guten Bearbeitbarkeit, so wie sie
beim Stand der Technik bisher nicht gefunden werden kann.
Außerhalb dieses Bereiches besteht jedoch die Tendenz, daß
innerhalb der Endstruktur eine kugelförmige zweite Phase
auftritt, selbst wenn der Stahl unter den oben angegebenen
Bedingungen abgekühlt wird.
-
Die Abkühlungsendtemperatur sollte im Bereich zwischen
Raumtemperatur und 500ºC liegen. Dies ist deshalb notwendig,
weil nicht nur Bainit, Martensit oder eine Mischstruktur
derselben als Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase
auftritt, sondern weil die Abkühlgeschwindigkeit langsam sein
muß oder die Abkühlung innerhalb des oben angegebenen
Temperaturbereichs beendet wird, damit die sich ergebende zweite
Phase getempert werden kann.
-
Die vorliegende Erfindung soll nunmehr an Hand von Beispielen
beschrieben werden.
Beispiel 1
-
Die Stähle A und B gemäß der Erfindung mit chemischen
Zusammensetzungen entsprechend der folgenden Tabelle I werden
gewalzt und mit Wasser abgekühlt, so daß auf diese Weise Stähle
A1 und B1 entstehen, bei welchen als Prä-Struktur eine feine
Martensitstruktur auftritt. Zum Vergleich wurde ein Stahl A
gewalzt und in Luft gekühlt, so daß ein Stahl A2 gebildet
wird, welcher als Prä-Struktur eine Ferrit/Pearlit-Struktur
aufweist. Bei allen Stählen betrug die Größe der
ursprünglichen Austenitkörner weniger als 20 u.
-
Die Stähle A1 und B1 wurden während 3 Minuten im
Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; wärmebehandelt, so daß
unterschiedliche Austenitverhältnisse entstanden. Es folgte dann
eine Abkühlung bis auf Normaltemperatur mit unterschiedlichen
mittleren Abkühlgeschwindigkeiten. Das Volumenverhältnis der
Körner der zweiten Phase ist in Fig. 1 in Abhängigkeit der
Temperatur der Wärmebehandlung für unterschiedliche
Abkühlgeschwindigkeiten dargestellt. Die ausgezogenen Linien zeigen
gleichförmige Mischstrukturen von Ferrit und der zweiten
nadelförmigen Phase an, während die gestrichelten Linien
Mischstrukturen aus Ferrit und einer zweiten kugelförmigen
Phase bzw. Ferrit und der zweiten nadelförmigen oder
kugelförmigen Phase entsprechen.
-
Wenn die Stähle mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von
125ºC pro Sekunde gemäß der Erfindung bzw. 80ºC pro Sekunde
abgekühlt wurden, war die Form der zweiten Phase innerhalb
des Stahls nadelförmig. Die sich ergebende Struktur war eine
Struktur, bei welcher die zweite nadelförmige Phase
gleichförmig innerhalb der Ferritphase verteilt war. Das
Volumenverhältnis der zweiten Phase wurde unabhängig von der
Aufwärmtemperatur praktisch konstant aufrechterhalten. Wenn
jedoch dieselbe Prä-Struktur verwendet wurde, jedoch die
mittlere Abkühlgeschwindigkeit mehr als 170ºC pro Sekunde
betrug, war die zweite Phase kugelförmig oder eine Mischung
von kugelförmigen und nadelförmigen Phasen. Bei höheren
Temperaturen stieg dabei das Mengenverhältnis der zweiten
Phase an.
-
Mikrophotographien von typischen Stählen gemäß der Erfindung
gemäß A&sub1; sind in den Fig. 2(A) und 2(B) dargestellt, wobei
die Vergrößerungsfaktoren 700 bzw. 1700 betrugen. In diesen
Mikrophotographien sind die weißen Bereiche Ferritphasen,
während die schwarzen Bereiche die nadelförmige
Martensitphase darstellen. Fig. 2(C) ist eine Mikrophotographie,
welche die Struktur des Vergleichsstahls Nr. 7 von Tabelle 2
darstellt, wobei der Vergrößerungsfaktor 700 betrug. Fig. 3
zeigt die Abhängigkeit zwischen der mittleren berechneten
Korngröße der zweiten Phase und des Volumenverhältnisses der
zweiten Phase für A1 und B1, welche eine Martentensit-Prä-
Struktur aufweisen, sowie für A2 und B2, welche eine Ferrit/-
Pearlit-Prä-Struktur besitzen. Die mittlere berechnete
Korngröße bedeutet dabei der mittlere Durchmesser in jenem Fall,
bei welchem der Querschnitt eines beliebigen Korns als Kreis
berechnet wird.
-
Bei allen Stählen nimmt die Korngröße der zweiten Phase mit
zunehmendem Volumenverhältnis der zweiten Phase zu. Wenn das
Volumenverhältnis der zweiten Phase konstant gehalten wird,
ist die von der Martensit-Prä-Struktur sich ergebende
Korngröße sehr viel kleiner als die Korngröße der Ferrit/Pearlit-
Prä-Struktur. Selbst wenn demzufolge Stähle mit derselben
Zusammensetzung verwendet werden, falls die Prä-Struktur von
Ferrit/Pearlit in eine Martensitstruktur umgewandelt wird,
können die Körner der zweiten Phase bis zu einem bestimmten
Maße verfeinert werden. Durch die Kornverfeinerung der
zweiten Phase wird der Stahl im Hinblick auf seine Streckbarkeit
verbessert, jedoch wird dabei nicht immer eine sehr gute
Verarbeitbarkeit erreicht. Gemäß der Erfindung sollte das
Volumenverhältnis der zweiten Phase innerhalb des Bereiches
von 15 bis 40% liegen, so daß die Form der zweiten Phase im
wesentlichen nadelförmig ist, wobei diese zweite Phase aus
feinen nadelförmigen Körnern besteht, bei welchen die
mittlere berechnete Korngröße nicht mehr als 3 u beträgt. Wenn
demzufolge derartige feine nadelförmige Körner der zweiten
Phase gleichförmig durch die Ferritstruktur dispersiert
werden, dann kann bei dem sich ergebenden Stahl eine sehr
gute Bearbeitbarkeit erreicht werden. Dies ist dabei der
Fall, wenn die zweite Phase aus nadelförmigem Bainit oder
einer Mischstruktur aus nadelförmigem Bainit und Martensit
besteht.
-
Im Hinblick auf den Stahl A1 der Erfindung und dem
Vergleichsstahl A2 sind die Erwärmungs- und
Abkühlungsbedingungen die Endstruktur und die mechanischen Eigenschaften in
Tabelle 2 wiedergegeben. Die Stähle 2, 4, 5 und 6 sind dabei
durch Erwärmung des Stahls von A1 erhalten worden, dessen
Prä-Struktur feiner Martensit ist und welcher bis in einen
Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt wurde, so daß
das Austenisationsverhältnis mehr als 20% beträgt, worauf
die Stähle gemäß der Erfindung mit Geschwindigkeiten von
125ºC pro Sekunde abgekühlt wurden. Diese Stähle besitzen
zusammengesetzte Strukturen, bei welchen als zweite Phase
nadelförmiger Martensit mit einem Volumenverhältnis zwischen
15 und 40% gleichförmig innerhalb einer Ferritphase verteilt
ist. Derartige Stähle besitzen dabei eine sehr gute
Festigkeit und eine sehr gute Streckbarkeit.
-
Der Vergleichsstahl A2, dessen Prä-Struktur Ferrit/Pearlit
ist, ergibt hingegen die Stähle Nr. 10, 11 und 12, welche
unabhängig von den Erwärmungs- und Abkühlungsbedingungen eine
kugelförmige zweite Phase besitzen. Bei allen diesen Stählen
ist die Festigkeit und die Streckbarkeit schlechter. Beim
Stahl Nr. 1, dessen Prä-Struktur Martensit ist, wurde nach
einem Erhitzungsvorgang bis in den Bereich von Ac&sub1; und Ac&sub3;
die Abkühlung zu langsam vorgenommen. Der Stahl Nr. 2 wurde
bis in einen Bereich von Ac&sub1; bis Ac&sub3; derart erwärmt, daß der
Austenisationsfaktor 16% betrug. Beide Stähle besitzen eine
feine Mischstruktur von Ferrit und kugelförmigen und
nadelförmigen Martensit und weisen eine bessere Festigkeit und
Streckbarkeit als die Stähle Nr. 10 bis 12 auf. Die Stähle
Nr. 1 und 2 sind jedoch ganz offensichtlich schlechter als
die Stähle gemäß der Erfindung. Die Stähle Nr. 7 bis 9 sind
alle Mischstrukturen von Ferrit und kugelförmigen Martensit
und besitzen demzufolge schlechtere Festigkeits- und
Streckbarkeitseigenschaften.
-
In der Folge wurden Drahtstäbe mit Durchmessern von 6,4 mm
hergestellt, bei welchen unterschiedliche Formen der zweiten
Phase auftraten. Diese Stäbe wurden bei starken
Bearbeitungsfaktoren einer Kaltziehung ausgesetzt. Die Eigenschaften
der Drähte nach dem Kaltziehen sind in der Tabelle 3
wiedergegeben. Bei dem Stahl der Erfindung Nr. 1 ergibt sich eine
gute Streckbarkeit, selbst wenn der Verformungsfaktor 99%
beträgt. Dieser Stahl kann in sehr starkem Maße verformt
werden. Zusätzlich besitzt der bearbeitete Stahl gute
Festigkeits- und Streckbarkeitseigenschaften. Der Stahl Nr. 2
besitzt hingegen eine kugelförmige zweite Phase, bei welcher
mit zunehmender Verformung die Streckbarkeit sehr stark
abnimmt, während bei einer Bearbeitung von etwa 90% ein Bruch
auftritt. Der Stahl Nr. 3 besitzt eine feinere Struktur als
der Stahl Nr. 2 und ist demzufolge in Bezug auf seine
Verarbeitbarkeit gegenüber dem Stahl Nr. 2 stark verbessert. Der
Stahl Nr. 3 hat jedoch nach der Verarbeitung schlechtere
Eigenschaften als der Stahl Nr. 1.
-
Fig. 4 zeigt Veränderungen der physischen Eigenschaften des
erfindungsgemäßen Stahls Nr. 4 von Tabelle 2, wenn derselbe
während bestimmter Zeiten bei Temperaturen von 300ºC
thermisch behandelt wird. Die Veränderungen der Festigkeit und
der Streckbarkeit sind relativ gering, während das
Streckverhältnis bei niedrigen Werten gehalten wird, selbst wenn
der betreffende Stahl während 30 Minuten auf 300ºC gehalten
wird. Dies hat damit zu tun, daß der erfindungsgemäße Stahl
im kalten Zustand niedrige Werte von gelösten C und N
enthält. Wenn jedoch nach der Bearbeitung eine ähnliche
Wärmebehandlung durchgeführt wird, wird das Streckverhältnis sehr
stark verbessert, so daß zu diesem Zweck eine Kombination von
Walzbearbeitung und bei niedrigen Temperaturen durchgeführte
Wärmebehandlung möglich erscheint.
-
Die Stähle B und C der Erfindung besitzen chemische
Zusammensetzungen, so wie sie in Tabelle 1 wiedergegeben sind.
Diese Stähle wurden im Rahmen der Erfindung in Drähte mit
einem Durchmesser von 5,5 mm gezogen, wobei sich eine feine
gleichförmige zusammengesetzte Struktur aus Ferrit und
nadelförmigem Matensit ergab. Die sich ergebenden Drähte werden
als B1 und C1 bezeichnet. In Tabelle 4 sind dabei die
mechanischen Eigenschaften von B1 und C1 sowie die mechanischen
Eigenschaften von Drähten angegeben, welche durch Ziehen der
Drähte B1 und C1 in sehr dünne Drähte mit Durchmessern
unterhalb von 1,0 mm bei sehr starker Bearbeitung erreicht
wurden.
-
Sowohl B1 wie auch C1 besitzen eine hohe Streckbarkeit und
können bis in den Bereich von 99,9% verarbeitet werden. Die
gezogenen Drähte besitzen ebenfalls eine hohe Festigkeit und
eine hohe Streckbarkeit, so daß die Stähle gemäß der
Erfindung sehr gut als feine Drähte geeignet erscheinen. Auf der
anderen Seite wurde der Stahl C1 mit einem Bearbeitungsfaktor
von 97% bearbeitet, worauf ein Draht mit einem Durchmesser
von 0,95 mm entstand, der dann in der Folge innerhalb eines
Temperaturbereiches zwischen 300 und 400ºC einer
Wärmebehandlung ausgesetzt war. Die mechanischen Eigenschaften des
Drahtes sind in Tabelle 4 wiedergegeben. An Hand derselben
ist erkennbar, daß die Streckbarkeit durch
Niedrigtemperaturglühen, verbessert werden kann, ohne daß dabei die Festigkeit
verringert wird. Während des Ziehens des Stahls erscheint es
vorteilhaft, einen Glühvorgang bei Niedrigtemperaturen
durchzuführen, um die Streckbarkeit des Endproduktes zu
verbessern. Ein derartiger Glühvorgang dient ebenfalls zur
Homogenisation einer nach dem Endziehen aufgebrachten
Überzugsschicht.
Beispiel 2
-
Die Stähle Nr. I bis IV mit chemischen Zusammensetzungen
gemäß der Erfindung und Tabelle 5 wurden thermischen
Behandlungen wie folgt ausgesetzt:
-
Behandlung R1: Die mittleren und Endwalztemperaturen wurden
auf 915ºC und darunter festgelegt. Innerhalb dieses
Temperaturbereiches wurden die Stähle mit Walzverringerungen von
86% gewalzt und der Walzvorgang bei 840ºC beendet, worauf
ein Abkühlungsvorgang mit Wasser durchgeführt wurde, so daß
auf diese Weise Stähle entstanden, die im wesentlich aus
Martensit bestanden.
-
Wärmbehandlung R2: Die Zwischen- und Endtemperaturen waren
auf 930ºC und darunter festgelegt. Das Walzen wurde mit
Walzverringerungsfaktoren von 96% innerhalb des oben
angegebenen Temperaturbereiches durchgeführt und mit 895ºC
beendet, worauf eine Abkühlung in Luft vorgenommen wurde, so
daß auf diese Weise eine Mischstruktur aus Ferrit und einer
Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase entstand.
-
Wärmebehandlung H: Ein Draht mit einem Durchmesser von 7,5 mm
wurde wie in dem Folgenden angegeben, auf verschiedene
Temperaturen erhitzt und mit Eiswasser abgekühlt, wodurch eine
Struktur entstand, die im wesentlichen aus Martensit bestand.
Die Erwärmungstemperaturen lagen bei 900, 1000 und 1100ºC,
was in dem folgenden als Wärmebehandlungen H1, H2 und H3
bezeichnet wird.
-
Zum Vergleich wurden die folgenden Wärmebehandlungen
ausgeführt:
-
Wärmebehandlung C: Nach einem normalen Heißwalzvorgang konnte
sich der Stahl abkühlen, wodurch sich eine Ferrit/Pearlit-
Struktur ergab.
-
Die aus den Stählen hergestellten Drähte, deren Prä-Struktur
durch die oben angegebenen thermischen Behandlungen
hergestellt wurden, wurden in einem elektrischen Ofen eingesetzt,
welcher innerhalb des Temperaturbereiches zwischen 745 und
840ºC erhitzt werden konnte. Nach Erwärmung auf vorgegebene
Temperaturwerte wurde eine Ölabschreckung durchgeführt,
wodurch Mischstrukturen von Ferrit und einer Niedrigtemperatur-
Transformationsproduktphase entstanden.
-
Fig. 5 zeigt die Abhängigkeit zwischen dem Volumenverhältnis
der zweiten Phase und der Erwärmungstemperatur eines Drahtes,
welche mit Hilfe des Stahles Nr. 1 hergestellt war. Fig. 6
zeigt hingegen die mechanischen Eigenschaften eines
entsprechend Fig. 5 hergestellten Drahtes in Abhängigkeit der
Erwärmungstemperatur. So wie sich dies an Hand dieser Figuren
ergibt, hängt die Festigkeit und die Gesamtdehnung im starken
Maße von der Art der Prä-Struktur ab. Selbst wenn das
Volumenverhältnis der zweiten Phase auf etwa 50% erhöht wird, um
auf diese Weise hohe Festigkeitswerte zu erhalten, ergibt
sich ein gutes Festigkeits/Gesamtdehnungsverhalten, so wie es
bei Stählen mit den Wärmebehandlungen R1 und R2 auftritt.
Beispiel 3
-
Aus den angegebenen Stählen I bis IV wurden Drähte gemacht,
welche derart behandelt wurden, daß sie vorgegebene
Prästrukturen entsprechend Tabelle 6 aufweisen. In der Folge
wurde eine Wärmebehandlung bei 790ºC und eine Ölabschreckung
durchgeführt. Die sich ergebenden Drähte besaßen mechanische
Eigenschaften und ein Volumenverhältnis der zweiten Phase
innerhalb der Endstruktur gemäß Tabelle 6. Bei allen diesen
Stählen lag das Verhältnis des C-Gehalts (%) in Bezug auf die
zweite Phase (%) im Bereich zwischen 0,0032 und 0,0052. Eine
Erhöhung des C-Gehalts im Stahl bewirkte eine Zunahme des
Volumenverhältnisses der zweiten Phase, was zu einer hohen
Festigkeit führte.
-
Fig. 7 zeigt die Resultate von Tabelle 6 und gibt dabei
die Bruchfestigkeit beim Ziehen und die Gesamtdehnung in
Abhängigkeit der Zugfestigkeit an. Im Vergleich mit bekannten
Stählen mit der Wärmebehandlung C, welche eine
Ferrit/Pearlit-Struktur aufweisen und welche durch gewöhnliche
Heißwalzung und anschließende Abkühlung hergestellt wurden,
weisen die Stähle gemäß der Erfindung beim Ziehen eine sehr
viel höhere Bruchfestigkeit auf. Gemäß Tabelle 7 können die
"Charpy"-Absorptionsenergie und die Übergangstemperatur
verbessert werden.
-
Das Festigkeit/Streckbarkeitsverhältnis, welches durch die
Festigkeit x die Gesamtdehnung des Stahls der Erfindung
angegeben wird, ist beinahe gleich oder höher als die obere
Grenze von beispielsweise 2000 kg/mm²% bei einem Stahl mit
einer Mischstruktur, welcher in bekannter Weise als dünnes
Stahlblech einen Wert aufweist, der zwischen 50 und 60 kg/mm²
liegt. In besonderen ist der den Wärmebehandlungen R1 und R2
ausgesetzte Stahl im Hinblick auf seine
Festigkeit/Streckbarkeitsverhältnis sehr stark verbessert.
-
Fig. 8 zeigt die mechanischen Eigenschaften eines Stahls nach
thermischer Behandlung in Abhängigkeit der Größe der
ursprünglichen Austernitkörner vor der Wärmbehandlung auf den
Temperaturbereich von Ac&sub1; bis Ac&sub3;. An Hand dieser Figur
ergibt sich, daß feinere Korngrößen des ursprünglichen
Austenits zu einer verbesserten Gesamtstreckung und zu einer
Verbesserung des Festigkeit/Streckungsverhältnisses führen. So
wie sich dies an Hand von Tabelle 6 ergibt, ist die "Charpy"-
Festigkeit des R1 Stahls der Festigkeit des H3 Stahls
überlegen. Dies ergibt sich auf Grund einer Verfeinerung der
ursprünglichen Austenitkörner.
Tabelle 1
Stahl Symbol Chemische Zusammensetzung (Gew.%)
Tabelle 2
Stahl Nr. Stahlsymbol Heiz-Temp-(ºC) Austenisationsfaktor (ºC/sec.) Zweite Phase innerhalb der Endstruktur Gehalt Form Streckfestigkeit Zugfestigkeit Streckverhältnis Gesamtdehnung Querschnittsverringerung Bemerkungen Vergl. Erf. Bemerkung (a) = Das Symbol bedeutet kreisförmige Struktur, bei welcher nadelförmiger Martensit innerhalb einer die Ferritstruktur dispersiert ist sowie wie dies bei Stählen der Erfindung der Fall ist. - Das Symbol · hingegen bedeutet eine Mischstruktur aus Ferrit und kugelförmigem Martensit, was den Vergleichsstählen entspricht. - Das Symbol bedeutet eine Mischstruktur aus Ferrit und kugelförmigen und nadelförmigen Martensit, was ebenfalls den Vergleichsstählen entspricht. (b) Der Abstand zwischen den Eichmaßen beträgt 5,64
der Querschnittsfläche.
Tabelle 3
Stahl Nr. Stahlsymbol Drahtdurchmesser Drahtziehverhältnis Zugfestigkeit Zugverhältnis Form d. zweiten Phase Bemerkungen Stähle der Erfindung Vergleichsstähle Bemerkungen: (a) Die Symbole entsprechen denen von Tabelle 2 (b) Bruch beim Drahtziehen.
Tabelle 4
Stahl Nr. Stahlsymbol Drahtdurchmesser Drahtziehverhältnis Zugfestigkeit Zugverhältnis Bedingungen Nach thermischer Behandlung und Abkühlung* (a) Nach dem Drahtziehen Nach thermischer Behandlung und Abkühlung* (b) Nach Erhitzung auf 350ºC während 3 Sekunden (c) Minuten Bemerkung: (a) bedeutet dabei eine Wärmebehandlung auf 800ºC während 3 Minuten und einer Abkühlung auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 80ºC pro sek. (b) bedeutet hingegen eine Wärmebehandlung auf 810ºC während 2 Minuten, worauf eine Abkühlung auf Zimmertemperatur mit 125ºC vorgenommen wurde. (c) bedeutet eine Wärmebehandlung in einem Salzbad. (d) hingegen eine Wärmebehandlung unter Verwendung eines Elektroofens.
Tabelle 5
Stahl No.
Tabelle 6
Stahl Nr. Drahtdurchmesser Vorbehandlung Korngröße d. Austenits Streckfestigkeit Zugfestigkeit Streckverhältnis Gesamtdehnung Querschnittsverringerung Volumenprozent d. zweiten Phase C-Gehalt % pro Volumen d. zweiten Phase Bemerkung Erf. Vergl. Bemerkung: Bei der Messung der Gesamtdehnung wurde der Abstand zwischen den Meßpunkten als 5 mal der Drahtdurchmesser, d. h. 5,64 mal Wurzel der Querschnittsfläche festgelegt.
Tabelle 7
Vorbehandlung Absorptionsenergie Übergangstemperatur Festigkeitsbereich Abkühlung und Abschreckung von SCM 3 Bemerkung: Die verwendeten Testproben hatten eine ähnliche Konfiguration (1/2) von JIS Nr. 5.