DE3628862C2

DE3628862C2 -

Info

Publication number: DE3628862C2
Application number: DE3628862A
Authority: DE
Inventors: Kazuo Hoshino; Takashi Yamaguchi Jp Igawa
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1985-08-27
Filing date: 1986-08-26
Publication date: 1989-11-30
Also published as: SE8603560D0; SE8603560L; NL193218B; AT394056B; FR2586708A1; GB8620720D0; ES2001400A6; KR870002282A; BR8604065A; GB2179675B; NL193218C; SE469430B; FR2586708B1; DE3628862A1; KR900006605B1; US4878955A; NL8602089A; JPS62124218A; JPH0647694B2; ATA229286A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von hochfestem rostfreiem Stahl ausgezeichneter Formbarkeit, welcher beim Schweißen nicht erweicht und ausschließlich aus Martensit oder aus Martensit und wenig Austenit besteht.

Konventionelle rostfreie Stähle hoher Festigkeit kann man in martensitische, verformungshärtbare austenitische und ausscheidungshärtbare Stähle einteilen.

Die wesentlichen Komponenten martensitischer rostfreier Stähle sind Eisen, Chrom und Kohlenstoff. Das Gefüge ist bei der Abschrecktemperatur, welche zwischen 900°C und 1100°C liegt und vom Cr- sowie C-Gehalt abhängt, im wesentlichen ausschließlich austenitisch. Der Ms-Punkt liegt über Raumtemperatur. Es handelt sich um sogenannte abschreckungshärtbare Stähle.

Im abgeschreckten Zustand sind diese Stähle hart und ist ihre Formbarkeit schlecht, ebenso wie im abgeschreckten und angelassenen Zustand. Daher erfolgt die Formgebung, wie Biegen, spanabhebendes Bearbeiten und Schneiden, bei diesen Stählen in vergütetem Zustand und werden sie erst dann einer Wärmebehandlung zur Erzielung hoher Festigkeit, wie beispielsweise einem Abschrecken und Anlassen, unterworfen, wenn sie die gewünschte Gestalt erhalten haben. Allerdings ist die Wärmebehandlung großer Objekte schwierig und ferner zu berücksichtigen, daß diese Stähle zur Rißbildung beim Schweißen neigen, so daß nach dem Schweißen angelassen werden muß.

Die geschilderten Nachteile müssen vermieden werden, wenn man martensitische rostfreie Stähle zur Herstellung irgendwelcher Bauteile verwenden will. Zu diesem Zweck ist es bekannt, den C-Gehalt abzusenken, so daß eine massive martensitische Phase im abgeschreckten Zustand vorliegt (JP-PS 51 35 447 aus dem Jahre 1976). Beispielsweise kann ein solcher Stahl 0,032% Kohlenstoff, 0,75% Silicium, 0,14% Mangan, 4,01% Nickel, 12,4% Chrom und 0,31% Titan enthalten, wobei die Zugfestigkeit bei etwa 1080 N/mm² und die Dehnung bei etwa 6% liegen und die Erweichung beim Schweißen sehr gering ist. Wenn auch die hohe Zugfestigkeit und das geringe Erweichen beim Schweißen für Schweißteile vorteilhaft sind, ist dieser Stahl dennoch bezüglich der Formbarkeit mangelhaft, weil die Dehnung gering ist und selbst bei nur leichter Verformung schnell Risse entstehen ("Nisshin Seiko Giho (Technische Berichte der Nisshin Steel Company)", Nr. 33 vom Dezember 1975).

Verformungshärtbare austenitische rostfreie Stähle weisen die metastabile austenitische Phase gemäß AISI 301, 201, 304, 202 usw. auf und werden durch Kaltverformung gehärtet, um die mechanischen Eigenschaften gemäß JIS G 4307 zu erzielen. Beispielsweise ist in AISI 301, Teil 1/2H, angegeben, daß die Streckgrenze bei mindestens 770 N/mm², die Zugfestigkeit bei mindestens 1050 N/mm² und die Dehnung bei mindestens 10% liegt, also sowohl die Zugfestigkeit als auch die Dehnung beträchtlich sind. Jedoch sind diese Stähle mit dem Nachteil behaftet, daß sie bei Erwärmung, wie beispielsweise beim Schweißen, weich werden. In manchen Fällen findet in dem beim Schweißen erwärmten Bereich auch eine Chromkarbidablagerung statt und bilden sich chromarme Schichten, was zu Zwischenkornspannungskorrosionsrissen führt.

Ausscheidungshärtbare rostfreie Stähle werden entsprechend der Matrixstruktur in solche vom Martensittyp, Ferrittyp und Austenittyp eingeteilt, welche allerdings allesamt mindestens ein Metall aus der Gruppe bestehend aus Al, Ti, Nb, Cu, Mo, V usw. enthalten, welche Metalle zur Alterungshärtung beitragen. Diese Stähle werden durch Ausscheiden intermetallischer Verbindungen gehärtet, was durch Alterung aus dem Zustand einer übersättigten festen Lösung bewirkt wird. Je nach dem Matrixzustand, dem Gehalt an den erwähnten Metallen usw. liegt die Zugfestigkeit dieser Stähle zwischen 1400 und 1900 N/mm² und ihre Dehnung zwischen 2% und 5%.

Wenn aus diesen Stählen irgendwelche Bauteile hergestellt werden, dann erfolgen die Formgebung und das Schweißen vor dem Alterungshärten. Letzteres ist bei größeren Objekten schwierig.

In der US-PS 33 85 740 ist ein Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten, schweißbaren, korrosionsbeständigen Austenit- Martensit-Stahls beschrieben, der etwa 15 bis 40% in der Martensitmatrix dispergierten Austenit enthält und folgende Zusammensetzung aufweist:

C:
0,03 bis 0,25 Gew.-%
Si:	0,10 bis 0,70 Gew.-%
Mn:	0,25 bis 2 Gew.-%
Cr:	11 bis 14 Gew.-%
Ni:	4 bis 8 Gew.-%
Mo:	0,5 bis 3,5 Gew.-%
Rest:	im wesentlichen Fe,

und wobei die Stahlzusammensetzung zur Erzielung einer vollständigen Austenitierung erwärmt wird, bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird und bei einer Temperatur zwischen etwa 550 und 675°C eine Rückumwandlung erfolgt, um einen stabilen Austenitgehalt von etwa 15 bis 40% zu erhalten.

Der in der genannten US-PS beschriebene Stahl weist jedoch keine zufriedenstellende Formbarkeit auf und die genannte Literaturstelle gibt auch keinen Hinweis darauf, welche Behandlung vor der Rückumwandlung angewendet wird, um den bestmöglichen Stahl zu erhalten.

Die bekannten Stähle, welche üblicherweise als rostfrei und hochfest bezeichnet werden, weisen also nicht zugleich hohe Festigkeit, ausreichende Formbarkeit und genügende Stabilität gegen Erweichen beim Schweißen auf.

Bei der Nacharbeitung des in der US-PS 33 85 740 beschriebenen Verfahrens wurde ein neues Verfahren entdeckt.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von Stahl zu schaffen, welcher neben seinen bekannten Eigenschaften auch eine zufriedenstellende Formbarkeit aufweist.

Diese Aufgabe wird bei einem Stahl gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1 mit dem kennzeichnenden Merkmal dieses Anspruchs gelöst.

Es wird ein Stahl bestimmter Zusammensetzung mit martensitischem Gefüge erwärmt, um eine Rückumwandlung in Austenit zu bewirken und letzteren zu stabilisieren. Die grundsätzliche Zusammensetzung des Ausgangsstahls ist im Patentanspruch 1 angegeben, ebenso wie die Definition seines Nickeläquivalents Ni_äq, welches im Bereich von 13,0 bis 17,5 liegen soll. Zusätzlich zu den im Patentanspruch 1 angegebenen Komponenten kann er noch mindestens ein Metall aus der Gruppe bestehend aus Kupfer, Molybdän, Wolfram und Kobalt und/oder mindestens ein Element aus der Gruppe bestehend aus Titan, Niob, Vanadium, Zirkon, Aluminium und Bor enthalten, wobei der Gesamtgehalt an Cu und/oder Mo und/oder W und/oder Co nicht mehr als 4,0 Gew.-% und der Gesamtgehalt an Ti und/oder Nb und/oder V und/oder Zr und/oder Al und/oder B nicht mehr als 1,0 Gew.-% ausmachen soll und das Nickeläquivalent Ni_äq durch die Gleichung:

a) Ni_äq = Ni + Mn + 0,5 Cr + 0,3 Si + 20(C + N) + Cu + Mo + W +0,2 Co bzw.
b) Ni_äq = Ni + Mn + 0,5 Cr + 0,3 Si bzw.
c) Ni_äq = Ni + Mn + 0,5 Cr + 0,3 Si + Cu + Mo + W + 0,2 Co
(a): mindestens ein Metall aus der Gruppe Cu, Mo, W, Co vorhanden.
(b): mindestens ein Element aus der Gruppe Ti, Nb, V, Zr, Al, B vorhanden.
(c): sowohl mindestens ein Metall aus der Gruppe Cu, Mo, W, Co als auch mindestens ein Element aus der Gruppe Ti, Nb, V, Zr, Al, B vorhanden.)

definiert wird. Der Ausgangsstahl besteht aufgrund der Wahl seiner Zusammensetzung derart, daß sein Nickeläquivalent Ni_äq, definiert durch die Gleichung Ni_äq = Ni + Mn + 0,5 Cr + 0,3 Si + 20 (C + N) bzw. durch die Gleichung a bzw. b bzw. c, im Bereich von 13,0 bis 17,5 liegt, sowohl im warmgewalzten Zustand als auch im kaltgewalzten Zustand im wesentlichen aus Martensit, ebenso wie im vergüteten Zustand.

Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß bei einem Stahl der bekannten Zusammensetzung und mit dem Nickeläquivalent Ni_äq nach dem Kaltwalzen eine Rückumwandlung in Austenit und eine Stabilisierung des letzteren erfolgen, wenn der Stahl auf eine Temperatur zwischen 550°C und 675°C erwärmt und während einer Zeitspanne von 1 h bis 30 h auf dieser Temperatur gehalten wird. Wenn auch die Gründe dafür und der Umwandlungsmechanismus im einzelnen noch nicht völlig geklärt sind, so konnte doch festgestellt werden, daß die Umwandlung reproduzierbar ist und bei jeder solchen Wärmebehandlung erfolgt. Es ergibt sich ein Stahl, welcher eine Festigkeit von etwa 1000 N/mm² und eine Dehnung von etwa 20% aufweist sowie beim Schweißen nicht erweicht.

Das wesentliche Nickeläquivalent Ni_äq des Stahls und der Bereich, in welchem es liegen soll, lassen sich folgendermaßen begründen.

Es muß ein Stahl als Ausgangsmaterial verwendet werden, bei welchem die Martensitumwandlung im Raumtemperaturbereich (150°C bis -10°C) abgeschlossen ist. Wenn auch das Gefüge bei denjenigen Temperaturen ausschließlich austenitisch ist, die beim Warmwalzen, Vergüten oder Schweißen des Stahls vorliegen, so muß es doch eine wesentliche Umwandlung in Martensit erfahren, wenn der Stahl auf Raumtemperatur abgekühlt wird, nämlich bis auf einen verbleibenden Austenitrest von allenfalls etwa 25%. Es wurde herausgefunden, daß ein Stahl, welcher die geschilderten Gehalte an den erwähnten Legierungskomponenten aufweist und dessen in der erläuterten Weise definiertes Nickeläquivalent Ni_äq im hervorgehobenen Bereich liegt, bei Raumtemperatur ein im wesentlichen martensitisches Gefüge aufweist und zur Lösung der erwähntermaßen der Erfindung zugrunde liegenden Aufgabe geeignet ist.

Selbst bei einem Stahl der angegebenen Zusammensetzung, liegt der Ms-Punkt zu hoch und läßt sich die gewünschte hohe Dehnung auch mit der angegebenen Wärmebehandlung nicht erzielen, wenn das Nickeläquivalent Ni_äq kleiner als 13,0 ist. Ist es dagegen größer als 17,5, dann erweicht der Stahl beim Schweißen im Schweißbereich, so daß sich die gewünschte hohe Festigkeit bei den daraus hergestellten Bauteilen nicht ergibt. In den angegebenen Definitionsgleichungen für das Nickeläquivalent Ni_äq ist der Beitrag jedes betreffenden Elementes zur Austenit/Martensit- Umwandlung berücksichtigt, wobei der zugehörige Koeffizient den jeweiligen Beitrag im Verhältnis zu demjenigen von Nickel widerspiegelt. Da Titan, Niob, Vanadium, Zirkonium, Aluminium und Bor sich bezüglich der besagten Umwandlung neutral verhalten und außerdem das Austenitbildungsvermögen von Kohlenstoff und Stickstoff elimieren, sind diese acht Elemente in den obigen Gleichungen b und c nicht enthalten.

Der erfindungsgemäß erzeugte Stahl ist sowohl für die Herstellung irgendwelcher Bauteile als auch für die Herstellung von Blechen und Bändern geeignet. Er weist eine hohe Festigkeit und eine hohe Duktilität bzw. Formbarkeit auf und erweicht beim Schweißen nicht.

Nachstehend ist das erfindungsgemäße Verfahren anhand von Zeichnungen beispielsweise beschrieben. Darin zeigen

Fig. 1 ein Fließbild zur Veranschaulichung der Herstellung verschiedener Proben unterschiedlicher Stähle,

Fig. 2 ein Schaubild zur Veranschaulichung der Erweichung unterschiedlicher Stähle beim Schweißen und

Fig. 3 die erhöhte Streckgrenze der vor der Wärmebehandlung erfindungsgemäß kaltgewalzten Bleche gegenüber den Werten gemäß US-PS 33 85 740.

Gemäß Fig. 1 werden in einem Hochfrequenzvakuumofen mit einer Kapazität von 30 kg auf übliche Weise verschiedene Stähle erzeugt, welche zu Blöcken mit einer Höhe von 290 mm, einer unteren Stirnfläche von 110 × 110 mm und einer oberen Stirnfläche von 120 × 120 mm vergossen werden, die bei einer Temperatur von 1250°C zu Platten mit einer Dicke von 35 mm und einer Breite von 155 mm geschmiedet werden. Diese Platten werden bearbeitet, um die Dicke auf 30 mm und die Breite auf 150 mm zu vermindern, und dann in einem Tiefofen in einer Zeitspanne von 3 h bis auf eine Temperatur von wiederum 1250°C erwärmt, um danach bei dieser Temperatur unter Reduzierung der Dicke auf 6 mm warmgewalzt zu werden. Einige der so erhaltenen Platten werden als warmgewalzte Stahlproben a untersucht. Die übrigen Platten werden 10 min lang bei einer Temperatur von 1030°C vergütet, dann entzundert und schließlich zu Blechen mit einer Dicke von 1 mm (Reduktion: 83%) bzw. 2 mm kaltgewalzt. Die so erhaltenen dünneren Bleche werden als erste kaltgewalzte Stahlproben b untersucht. Die dickeren Bleche werden nochmals vergütet, entzundert und kaltgewalzt, um die Dicke ebenfalls auf 1 mm zu vermindern (Reduktion: 50%). Einige der so erhaltenen Bleche werden als zweite kaltgewalzte Stahlproben c untersucht. Die restlichen Bleche werden 1,5 min lang bei einer Temperatur von wiederum 1030°C vergütet und dann entzundert. Die so erhaltenen Bleche werden als vergütete Stahlproben d untersucht.

Die Zusammensetzung und das Nickeläquivalent Ni_äq der im Hochfrequenzvakuumofen erzeugten Stähle sind in Tabelle 1 angegeben, wobei es sich bei den Stählen Nr. 1 bis 32 um solche für das erfindungsgemäße Verfahren und bei den Stählen A bis F um Vergleichsstähle handelt. Alle Stähle weisen die erfindungsgemäße Zusammensetzung auf, jedoch ist das Nickeläquivalent Ni_äq der Vergleichsstähle A bis D kleiner als 13 und dasjenige der Vergleichsstähle E sowie F größer als 17,5.

Nach einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C während einer Zeitspanne von 10 h werden die mechanischen Eigenschaften aller Proben a bis d der Stähle Nr. 1 bis 32 und der Vergleichsstähle A bis D unter Verwendung von Prüflingen Nr. 5 und 13B gemäß JIS Z 2201 untersucht und der jeweilige Martensitgehalt mittels eines Vibrationsmagnetometers festgestellt, was ferner bei solchen Proben d dieser Stähle geschieht, welche keine Wärmebehandlung erfahren haben, ebenso wie bei nicht wärmebehandelten Proben der Vergleichsstähle E und F, wobei es sich um Bleche handelt, die mit einer Reduktion von 20% kaltgewalzt worden sind. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.

Gemäß Tabelle 2 weisen die nicht der Wärmebehandlung unterzogenen Stähle mit massiv martensitischem Gefüge im vergüteten Zustand zwar eine hohe Festigkeit auf, nämlich Streckgrenzen zwischen 730 und 1260 N/mm² sowie Zugfestigkeiten zwischen 940 und 1350 N/mm², jedoch liegt die Dehnung bei höchstens 7,0%. Dagegen ist die Dehnung der Stähle Nr. 1 bis 32 nach der Wärmebehandlung beträchtlich erhöht, und zwar bei im wesentlichen unveränderter Streckgrenze, welche nur in einigen Fällen geringfügig abgefallen ist.

In Tabelle 3 sind die mechanischen Eigenschaften und der Martensitgehalt der Proben d der Stähle Nr. 3, 4, 6, 9, 12 bis 14, 18, 25, 28, 31 und 32 angegeben, und zwar nach einer Wärmebehandlung 30 h lang bei einer Temperatur von 550°C bzw. 5 h lang bei einer Temperatur von 575°C bzw. 20 h lang bei einer Temperatur von 600°C bzw. 1 h lang bei einer Temperatur von 625°C bzw. 1 h lang bei einer Temperatur von 675°C bzw. nach einer Wärmebehandlung 1 h lang bei einer Temperatur von 710°C. Gemäß Tabelle 3 ist die obere Grenztemperatur von 675°C des bei der Wärmebehandlung einzuhaltenden Temperaturbereichs kritisch.

Es werden Schweißversuche durchgeführt, indem Bleche mit einer Dicke von 1 mm mit einer Schweißraupe versehen werden, und zwar mit einer Geschwindigkeit von 400 mm/min mittels TIG-Schweißung mit einer Stromstärke von 50 A, wonach die Härte der Bleche im Bereich der jeweiligen Schweißraupe untersucht wird. Die Ergebnisse sind in Fig. 2 veranschaulicht, welche das Härteverteilungsprofil beiderseits der Schweißraupenmitte bei den Versuchen mit zwei Blechen aus erfindungsgemäß kaltgewalztem Stahl nach einer 20 h dauernden Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C (Kurven 19 und 25) und mit zwei unter Kaltwalzen mit einer Reduktion von 20% hergestellten Blechen aus Vergleichsstahl (Kurven E und F) erkennen läßt. Wie die beiden Kurven 19 und 25 zeigen, erweichen die beiden erstgenannten Stähle beim Schweißen nicht.

In Tabelle 2 und 3 sind σ _0,2 die Streckgrenze in N/mm², σ _B die Zugfestigkeit beim Bruch in N/mm², δ die Dehnung in %, H_v die Vickershärte in N/mm² und mar. der Martensitstahl in %.

Tabelle 1

Tabelle 3

Tabelle 3 (Fortsetzung)

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von hochfestem rostfreiem Stahl ausgezeichneter Formbarkeit, welcher beim Schweißen nicht erweicht und ausschließlich aus Martensit oder aus Martensit und weniger Austenit besteht, 1 h bis 30 h bei einer Temperatur von 550 bis 675°C wärmebehandelt wird und folgende Zusammensetzung aufweist: nicht mehr als 0,10 Gew.-% Kohlenstoff
0,20 bis 4,5 Gew.-% Silizium
0,2 bis 5,0 Gew.-% Mangan
nicht mehr als 0,060 Gew.-% Phosphor
nicht mehr als 0,030 Gew.-% Schwefel
10,0 bis 17,0 Gew.-% Chrom
3,0 bis 8,0 Gew.-% Nickel
nicht mehr als 0,10 Gew.-% Stickstoff
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,wobei das Nickeläquivalent der StahlzusammensetzungNi_äq = Ni + Mn + 0,5 Cr + 0,3 Si + 20 (C + N)im Bereich von 13,0 bis 17,5 liegt, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl vor der Wärmebehandlung kaltgewalzt wird.

2. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl, der zusätzlich einen Gehalt von nicht mehr als 4,0 Gew.-% an mindestens einem Metall aus der Gruppe bestehend aus Kupfer, Molybdän, Wolfram und Kobalt aufweist.

3. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen Stahl, der zusätzlich einen Gehalt von nicht mehr als 1,0 Gew.-% an mindestens einem Element aus der Gruppe bestehend aus Titan, Niob, Vanadium, Zirkonium, Aluminium und Bor aufweist.