DE3903774A1 - Warmgewalztes legiertes stahlblech und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents
Warmgewalztes legiertes stahlblech und verfahren zu seiner herstellungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes legiertes Stahlblech
und insbesondere warmgewalzte Stahlbleche mit austenitischer
Struktur. Durch geeigneten Zusatz von Legierungsbestandteilen
und durch Steuerung der Warmwalzbedingungen erhält das erfindungsgemäße
Stahlblech eine überragende Kombination an Festigkeit
und Verformbarkeit in warmgewalztem Zustand.
Eine der Hauptaufgaben der Forscher, welche sich mit Fe-Al-
Mn-C-Legierungen beschäftigen, war in neuerer Zeit die
Schaffung einer Fe-Al-Mn-C-Legierung, welche einen legierten
Stahl mit hoher Festigkeit und sehr guter Formbarkeit ergab.
Es wurde festgestellt, daß sich diese beiden Eigenschaften
eines Stahls dadurch erreichen lassen, daß der Gehalt an
Aluminium, Kohlenstoff und Mangan in der Weise gesteuert
wird, daß eine vollkommen austenitische Struktur erzielt
wird, und indem die Warmbehandlung einschließlich des Lösungsglühens,
des Abschreckens und der Alterung in der Weise durchgeführt
werden, daß feine (Fe, Mn)₃AlC x -Karbide entstehen,
welche zusammenhängend innerhalb der austenitischen Matrix
ausfällen. Die Warmbehandlungsprozesse und ihre Auswirkungen
auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften wurden
sehr eingehend studiert. Diese Merkmale wurden im einzelnen
in den nachstehenden Druckschriften beschrieben.
"The Structure and Properties of Austenitic Alloys Containing
Aluminium and Silicon" von D. J. Schmatz, Trans. ASM., vol. 52,
S. 898, 1960; "Fe-Mn-Al Precipitation-Hardening Austenitic
Alloys" von G. L. Kayak, Metal Sci. and Heat Treatment, vol. 2,
S. 95, 1969; "Phase Composition, Structure and Properties
of Low-Density Steel 9G28Yu9MVB" von M. F. Alekseenko et al.,
Metal Sci. and Heat Treatment, vol. 14, S. 187, 1972; "Phase
Transformation Kinetics in Stell 9G28Yu9MVB" von G. B. Krivonogov
et al., Phys. Met., vol. 4, S. 86, 1975;
"Structural Change in Stell 9G28Yu9MVB During Aging"
von L. I. Lysak et al., Metallogiziak, vol. 59, S. 29, 1975;
"State of the Surface Layer and Corrosion Resistance of Steel
9G28Yu9MVB" von V. P. Batrakov et al., Prot. Met., vol. 10,
S. 487, 1974; "Aluminium-Manganese-Iron Alloys" von R. E.
Cairns and J. L. Ham, U. S. Patent No. 3111405, 1963; "Manganese-
Aluminium Steel" von G. S. Brady, Materials Handbook,
Rev. 10, S. 497; "An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as
Substitutes for Stainless Steel" von H. W. Leavenworth,
Jr. S. Benz, Journal of Metals, S. 36, März 1985;
"New Cryogenic Materials; Fe-Mn-Al Alloys" von J. Charles
et al., Metall Progress, S. 71, Mai 1981; "Processing and
properties of Fe-Mn-Al Alloys" von C. J. Altstetter et al.,
Materials Sci and Engineering, vol. 82, S. 13, 1986;
"The Evidence of Modulated Structure in Fe-Mn-Al-C Austenitic
alloys" von Kwan H. Kamm et al., Scripta Metal., vol. 20,
S. 33 1986; "Precipitation of the Carbide (Fe, Mn)₃AlC in an
Fe-Al Alloys" von P. J. James, J. Iron Inst., S. 54
Januar 1969.
Aus diesen Druckschriften ergibt sich, daß die chemische
Zusammensetzung in folgendem Bereich geprüpft wurde: Fe-(7-16)
Gew.-%, Al-(20-40) Gew.-%, Mn-(0,3-2,0) Gew.-%, C-(0-2,0) Gew.-%,
Si-(0-10) Gew.-%, Ni. Um die gewünschte Festigkeit zu erreichen.
Sollte die Legierung mit der chemischen Zusammensetzung in
obenstehendem Bereich einem Lösungsglühen bei Temperaturen
von 950 bis 1200°C unterworfen werden, dann sehr rasch in
Wasser, Öl oder anderen geeigneten Medien abgeschreckt werden
und schließlich bei Temperaturen zwischen 450 und 750°C während
unterschiedlicher Zeitspannen gealtert werden. Aufgrund der
vorgenannten Druckschriften können die Auswirkungen der Alte
rungstemperaturen auf die Mikrostrukturen und die mechanischen
Eigenschaften annähernd in die nachfolgenden zwei Stufen
unterteilt werden: (1) Erste Stufe (400 bis 550°C). Wenn
die Legierung innerhalb dieses Temperaturbereiches gealtert
wurde, so begannen feine (Fe, Mn)₃AlC x -Karbide zusammenhängend
innerhalb der Austenit-Matrix auszufällen. Die Abmessung der
(Fe, Mn)₃AlC x -Karbide betrugt etwa 300 bis 600 Å je nach der
chemischen Zusammensetzung, der Alterungstemperatur und der
Alterungzeit. Aufgrund der Bildung feiner (Fe, Mn)₃AlC x -
Karbide innerhalb der Austenit-Matrix wurde die Festigkeit
bemerkenswert erhöht, ohne daß sich ein bemerkenswerter
Verlust in der Formbarkeit ergab. Der Spitzenwert der Festigkeit
wurde erreicht, wenn die Legierung bei etwa 550°C während
Zeitspannen von 4 bis 16 Stunden gealtert wurde. Die Endfestigkeit,
die Dehngrenze und die Dehnung, welche auf diese
Weise in den Bereichen erzielt wurde, betrug 138-176 ksi
bzw. 129-165 ksi bzw. 46-22%. (2) Zweite Stufe (550°C bis
750°C). Zwei Arten von Ausfällungen, nämlich (Fe, Mn)₃AlC x -
Karbide und Al₃ β-Mn konnten beobachtet werden, wenn die
Legierungen innerhalb dieses Temperaturbereichs gealtert wurde:
Die Ausbildung von (Fe, Mn)₃AlC x -Karbiden und Al₃ β-Mn-Ausfällungen
an den Korngrenzen führte zu einem Brüchigwerden
der Legierung.
Aus Vorstehendem kann geschlossen werden, daß die Fe-Al-Mn-C-
Legierungen eine hohe Festigkeit bei sehr guter Formbarkeit
besitzen können, nachdem sie bei etwa 550°C gealtert wurden.
Es ist jedoch erforderlich, die komplizierte Warmbehandlung
einschließlich des Lösungsglühens, des Abschreckens und der
Alterung durchzuführen.
Die mechanischen Eigenschaften von Legierungen auf der Basis
von Fe-Al-Mn-C in warmgewalztem Zustande wurden in nachstehenden
Druckschriften beschrieben: "An Assessment of
Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steel" von
J. C. Benz et al., Journal of Metals, S. 36, März 1985; und
"Low Temperature Mechanical Behavior of Mircoalloyed and
Controlled-Rolled Fe-Mn-Al-C-X Alloys" von Young G. Kim et al.
Metal. Trans. A, S. 1689, Sept. 1985. Die in diesen beiden
Druckschriften beschriebenen chemischen Zusammensetzungen und
mechanischen Eigenschaften sind in den Tabellen I und II der
Anmeldungsunterlagen zum Vergleich mit denen der erfindungsgemäßen
Stähle aufgeführt. Aus Tabelle II ergibt sich eindeutig,
daß die Festigkeit dieser Legierungen in warmgewaltzem
Zustande nicht ausreichend hoch genug ist.
Die Hauptaufgabe der Erfindng besteht darin, durch
geeigneten Zusatz von Legierungsbestandteilen und durch
Steuerung der Warmwalzbedingungen ein Stahlblech zu erzeugen,
welches eine überragende Kombination an Festigkeit und Formbarkeit
in warmgewalztem Zusatande besitzt. Die mechanischen
Eigenschaften des erfindungsgemäß hergestellten Stahlbleches
sind ebenso gut oder sogar besser als die der anderen in
neuerer Zeit entwickelten Fe-Al-Mn-C-Legierungen, welche eine
komplizierte Warmbehandlung erfahren haben.
Die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften von
Fe-Al-Mn-C-Legierungen mit oder ohne Silizium und Nickel
wurden eingehend untersucht und die Resultate sind wie folgt
zusammengefaßt: (1) Die Menge an (Fe-Mn)₃AlC x -Karbiden,
die in der warmgewalzten Legierung ausgefällt waren, hängt
hauptsächlich von dem Gehalt an Aluminium und Kohlenstoff ab.
(2) Wenn die Legierungen kontinuierlich warmgewalzt und von
der Endwalztemperatur auf Raumtempertur luftgekühlt wurde,
so neigten die innerhalb der Austenit-Matrix ausgefällten
(Fe, Mn)₃AlC x -Karbide dazu, grob zu werden, und die Form der
Karbide ergab eine blattartige Morphologie mit bestimmten
bevorzugten Orientierungen. Ganz allgemein gesagt, waren
diese Karbide etwa sechsmal größer als die in der Legierung
mit der gleichen chemischen Zusammensetzung nach dem Lösungsglühen,
Abschrecken und Altern bei etwa 550°C. (3) Wenn
die Legierungen kontinuierlich warmgewalzt und dann aus der
Endwalztemperatur sehr rasch in Wasser abgeschreckt wurde,
wurden keine (Fe, Mn)₃AlC x -Karbide innerhalb der Austenit-
Matrix oder an den Korngrenzen gefunden. Das Resultat zeigte,
daß (Fe, Mn)₃AlC x -Karbide während der Luftkühlung aus der
Endwalztemperatur auf Raumtemperatur ausgefällt werden sollten.
(4) Der Zusatz von Silizium und Nickel begünstigte nicht die
Ausfällung von (Fe, Mn)₃AlC x -Karbiden. (5) Die Resultate
der Zugfestigkeitsprüfung zeigten, daß die Fe-Al-Mn-C-
Legierungen mit oder ohne Silizium und Nickel in warmgewaltzem
Zustande keine zufriedenstellende Festigkeit erreichen konnten.
Einige chemische Zusammensetzungen dieser Legierungen und
ihre mechanischen Eigenschaften in warmgewaltzem Zustande
sind in Tabelle I, Tabelle II bzw. in den Beispielen zum
Vergleich mit denen des erfindungsgemäß hergestellten Stahlbleches
aufgeführt.
Um infolgedessen eine überragende Kombination an Festigkeit
und Formbarkeit in warmgewaltzem Zustande zu erreichen,
sollte das erfindungsgemäße Stahblech im wesentlichen aus
den folgenden Elementen bestehen (angegeben in Gewichtsprozenten):
4,5 bis 10,5% Aluminium, 22,0 bis 36,0% Mangan,
0,4 bis 1,25% Kohlenstoff, weniger als 0,5% Nickel, weniger
als 1,2% Silizium, weniger als 0,5% Molybdän, weniger als
0,5% Wolfram, weniger als 0,5% Chrom und wenigstens einem
der nachstehenden Elemente, und zwar 0,06 bis 0,50% Titan,
0,02 bis 0,20% Niob und 0,10 bis 0,40% Vanadium. Der Ausgleich
besteht im wesentlichen aus Eisen. Dabei gibt es
zwischen dem Gehalt an Aluminium und Kohlenstoff bestimmte
Beziehungen. Wenn der Aluminiumgehalt unter etwa 9,5 Gew.-%
beträgt, kann der Kohlenstoffgehalt 1,25 Gew.-% erreichen.
Wenn jedoch der Aluminiumgehalt zwischen 9,5 und 10,5 Gew.-%
beträgt, sollte der Kohlenstoffgehalt weniger als 1,10 Gew.-%
betragen.
Erfindungsgemäß sollte die chemische Zusammensetzung des
warmgewalzten Stahlbleches innerhalb der vorstehenden Grenzen
liegen. Die Gründe hierfür sind folgende:
Veränderungen im Aluminiumgehalt haben starke Auswirkungen
sowohl auf die Menge wie auf die Verteilung von (Fe, Mn)₃AlC x -
Karbiden im erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlblech,
wobei der Buchstabe "M" für Titan, Niob und/oder Vanadium
steht. Wenn der Aluminiumgehalt weniger als 4,5 Gew.-% beträgt,
ergibt sich keine wahrnehmbare Menge an (Fe, Mn, M)₃AlC x -
Karbiden als Präzipitate in der Austenit-Matrix, und das
Blech kann keine zufriedenstellende Festigkeit im warmgewalztem
Zustande erreichen. Wenn der Aluminiumgehalt
zwischen 4,5 und 10,5 Gew.-% beträgt, wird eine bedeutende
Menge an (Fe, Mn, M)₃AlC x -Karbiden zusammenhängend in der
Austenit-Materix ausgefällt, so daß das Stahlblech eine ausgezeichnete
Festigkeit zusammen mit einer sehr guten Formbarkeit
besitzen kann. Wenn der Aluminiumgehalt über
10,5 Gew.-% beträgt, so beginnen die (Fe-Mn-M)₃AlC x -Karbide,
sich an den austenitischen Korngrenzen zu bilden, zusätzlich
zu den innerhalb der austenitischen Matrix. Die Menge und
die Abmessung der Karbide an den Korngrenzen nimmt mit
zunehmenden Aluminiumgehalt zu. Die Bildung von Karbiden
an den Korngrenzen ist nicht wirkungslos, um die Festigkeit
zu erhöhen, sondern sie verschlechtert auch die Formbarkeit
des warmgewalzten Stahlbleches sehr schnell. Entsprechend
den Versuchsergebnissen der Erfindung sollte der
Aluminiumgehalt auf den Bereich 4,5 bis 10,5 Gew.-%
begrenzt werden.
Die Auswirkungen des Gehaltes an Aluminium und Kohlenstoff
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
wurde im Rahmen der Erfindung eingehend untersucht. Einige
Resultate sind in Fig. 2 und den Beispielen 2-4 dargestellt.
Fig. 1 zeigt die Beziehungen zwischen dem Aluminiumgehalt,
dem Kohlenstoffgehalt und den mechanischen Eigenschaften der
in Nb-Al-C-Legierung mit Fe-29,8 Gew.-%, Mn-12 Gew.-%,
Ti-0,08 Gew.-%, wobei der Gehalt an Aluminium und Kohlenstoff
von 3,5 bis 11,5 Gew.-% bzw. von 0,30 bis 1,50 Gew.-% verändert
ist. Die Resultate der Versuche zeigen, daß: (1) das
Vorhandensein einer bedeutenden Menge an (Fe-Mn-M)₃AlC x -
Karbiden innerhalb der Austenit-Matrix eine grundlegende
Bedindung dafür ist, daß der Stahl eine zufriedenstellende
Festigkeit besitzt. Um diese Aufgabe zu erreichen, sollte
der Stahl wenigstens 4,5 Gew.-% Aluminium und 0,4 Gew.-% Kohlenstoff
enthalten. (2) In den Stählen, welche 4,5 bis
9,5 Gew.-% Aluminium und weniger als etwa 1,25 Gew.-% Kohlenstoff
enthalten oder 0,5 bis 10,5 Gew.-% Aluminium und weniger
als etwa 1,10 Gew.-% Kohlenstoff, fällen feine (Fe-Mn-M)₃AlC x -
Karbide nur innerhalb der Austenit-Matrix aus und es bilden
sich keine Karbide an den Korngrenzen. Die Resultate der Zug
festigkeitsprüfungen zeigen, daß die Festigkeit zunimmt im
Zusammenhang mit einem Anstieg der Aluminium- und Kohlenstoffgehalte,
ohne merkbaren Verlust bei der Formbarkeit. (3) In
den Stählen, welche 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium und über etwa
1,25 Gew.- Kohlenstoff enthalten oder welche 0,5 bis 10,5 Gew.-%
Aluminium und über etwa 1,10 gew.-% Kohlenstoff enthalten,
nimmt die Verformbarkeit sehr schnell ab, was durch
das Vorhandensein gröberer Karbide an den Korngrenzen verursacht
wird. (4) Der Stahl mit einem Aluminiumgehalt von
mehr als 10,5 Gew.-% hat eine sehr schlechte Verformbarkeit.
Während des Warmwalzens zeigt sich eine beträchtliche Menge
von Rissen die gesamte Abmessung des Stahlbleches.
Eine große Menge an Mangan wird zugesetzt, um die austenitische
Struktur zu stabilisieren, was sich auf die Verarbeitbarkeit
und Streckbarkeit des Stahls güngstig auswirkt. Zur
Erzielung einer ausgezeichneten Verarbeitbarkeit und Streckbarkeit
sollte der erfindungsgemäße warmgewalzte Stahl
wenigstens etwa 22,0 Gew.-% Mangan enthalten. Wenn der Mangangehalt
jedoch etwa 36,0 Gew.-% übersteigt, bilden sich während
des Warmwalzens einige Risse im Stahlblech. Infolgedessen
sollte erfindungsgemäß der Mangangehalt auf den Bereich
zwischen 22,0 und 36,0 Gew.-% begrenzt werden.
Der Zusatz von kleinen Mengen an Titan, Niob und/oder Vanadium
im Zusammenhang mit den gesteuerten Walzbehandlungen führt
zur Bildung von extrem feinen (m)₃AlC x -Karbiden (wobei der
Buchstabe "M" für Titan, Niob und/oder Vanadium steht), welche
zusammenhängend in der austenitischen Matrix bei Endwalztemperatur
im Stahlblech der Erfindung ausfällen. Während der
Kühlung aus der Endwalztemperatur durch
Luft wirken die vorhandenen extrem feinen Karbide innerhalb
der austenitischen Matrix als Kerne für wachsende Präzipitate,
so daß eine große Menge von feinen (Fe, Mn, M)₃AlC x -Karbiden in
der austenitischen Matrix entstehen.
Um die Auswirkungen von Titan, Niob und/oder Vanadium als
Zusatz sowohl auf das Ausfällen von Karbiden wie auch auf
die mechanischen Eigenschaften zu demonstrieren, wurde eine
Reihe von Versuchen durchgeführt.
Nach dem kontinuierlichen Warmwalzen und dem anschließenden
raschen Abschrecken in Wasser von der Endwalztemperatur
zeigt die Mikrostruktur des Stahlbleches, welches kein
Titan, Niob und/oder Vanadium als Legierungsbestandteile
enthielt, keine in der austenitischen Matrix ausgefällten
Karbide. Wenn das Stahlblech kontinuierlich warmgewalzt
wurde und aus der Endwalztemperatur auf Raumtemperatur durch
Luft abgekühlt wurde, waren die in der austenitischen Matrix
ausgefällten Karbide sehr grob. Die Abmessung dieser Karbide
betrugen etwa 3600 bis 32 000 Å in der Länge und 520 bis 2200 Å
in der Breite, wie dies Beispiel 1 zeigt. Die Zugfestigkeitsprüfung
zeigte, daß das Stahlblech keine zufriedenstellende
Festigkeit erreichen konnte.
Wenn das Stahlblech, welches wenigstens einen der Legierungs
bestandteile wie Titan, Niob und/oder Vanadium enthielt,
kontinuierlich warmgewalzt und dann sehr schnell in Wasser
aus der Endwalztemperatur abgeschreckt wurde, so konnten im
Gegensatz zu den vorgenannten Resultaten extrem feine (M)₃AlC x -
Karbide festgestellt werden, welche zusammenhängend in der
austenitischen Matrix ausgefällt waren. Wenn der Stahl kontinuierlich
warmgewalzt und mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt
wurde, waren die in der austenitischen Matrix ausgefällten
Karbide sehr fein. Die Abmessungen dieser Karbide betrug etwa
100 bis 300 Å. Dies ist der Grund, warum das erfindungsgemäße
Stahlblech eine ausgezeichnete Zugfestigkeit zusammen mit
einer sehr hohen Verformbarkeit im warmgewalztem Zustand
besitzen kann.
Die Auswirkungen von Titan-, Niob- und/oder Vanadium-Zusätzen
auf die mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten Stahlbleches
sind in Fig. 2 dargestellt. In Fig. 2 ist zu sehen,
daß die Festigkeit des warmgewalzten Stahlbleches auffällig
ansteigt, wenn der Gehalt an Titan, Niob oder Vanadium auf
etwa 0,06 bzw. 0,02 bzw. 0,10 Gew.-% erhöht wird, und die
Festigkeit erreicht einen Maximalwert, wenn der Gehalt auf
etwa 0,50 bzw. 0,40 Gew.-% erhöht wird.
Aus den vorgenannten Resultaten ergibt sich eindeutig, daß
das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung wenigstens eines
der Elemente Titan, Niob und Vanadium enthalten sollte. Der
Titangehalt wird auf 0,06 bis 0,50 Gew.-%, der Gehalt an
Niob auf 0,02 bis 0,20 Gew.-% und der Gehalt an Vanadium auf
0,10 bis 0,40 Gew.-% begrenzt.
Nickel wird in zahlreichen handelsüblichen legierten Stählen
wie z. B. AIXI 4340 in einer Menge von bis zu etwa 1,8 Gew.-%
zugesetzt und in einer Menge von bis zu 8,0 Gew.-% in handelsüblichen
austenitischen rostfreien Stählen wie z. B. ASTM 304.
In den legierten Stählen wird Nickel zugesetzt, um die Kerbzähigkeit
durch Absenken der Übergangstemperatur von der
Streckbarkeit zur Brüchigkeit zu senken. Bei den austenitischen
rostfreien Stählen wird ausreichend Nickel zugesetzt,
um die Streckbarkeit und Verformbarkeit zu verbessern, indem
ermöglicht wird, daß die austenitische Struktur (FCC) bei
Raumtemperatur bestehen bleibt.
Für das Fe-Al-Mn-C-Legierungssystem wird über die Auswirkung
des Nickelzusatzes auf die mechanischen Eigenschaften in der
US-Patentschrift 31 11 405 berichtet. In dieser Patentschrift
wurden drei legierte Stähle mit der chemischen Zusammensetzung
von Fe-10,0 Gew.-%, Al-0,27 Gew.-%, C-33,8 Gew.-%,
Mn-2,3 Gew.-%+Ni bzw. Fe-12,5 Gew.-%, Al-0,30 Gew.-%, C-33,0 Gew.-%,
Mn-4,3 Gew.-%+Ni bzw. Fe-0,3 Gew.-%, Al-0,34 Gew.-%,
C-35,4 Gew.-%, Mn-6,4 Gew.-%+Ni geprüft. Es heißt in dieser
Patentschrift, daß alle drei legierten Stähle nach Erhitzung
auf 2000°F und anschließender Abschreckung in Öl oder Abkühlung
im Ofen auf Raumtemperatur eine überragende Dehnung im Bereich
von 25 bis 45% besitzen.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurden in′s Einzelne
gehende Versuche in bezug auf die Auswirkung des Nickelzusatzes
auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften
durchgeführt. Die Resultate zeigen Fig. 3 und das
Beispiel 6. Die chemische Zusammensetzung des untersuchten
Stahles war Fe-8,0 Gew.-%, Al-28,5 Gew.-%, Mn-0,90 Gew.-%,
C-0,30 Gew.-%, Ti bei unterschiedlicher Nickelmenge von 0 bis
5,0 Gew.-%. Das Resultat ist äußerst überraschend. Wenn der
Nickelgehalt weniger als etwa 0,5 Gew.-% beträgt, wird die
Verformbarkeit oder Dehnbarkeit des warmgewalzten Stahlbleches
etwas erhöht. Wenn allerdings der Nickelgehalt über etwa 1,0 Gew.-%
beträgt, beginnen einige stabförmige Präzipitate in
Widmanstätten-Struktur, sich in der austenitischen Matrix
auszubilden, was zu einer merkbaren Abnahme der Dehnbarkeit
oder Formbarkeit führt. Aufgrund der Analysen der Transmissions-
Elektronenmikroskopie (TEM) kann bestätigt werden,
daß diese stabartigen Präzipitate eine geordnete körperzentrierte
kubische Struktur besitzen, welche zum B2-Typ
(NiAl) gehört, wie dies Beispiel 6 zeigt. Die Menge der
B2-Typ-zugeordneten Phase nimmt mit zunehmendem Nickelgehalt
zu. Wenn der Nickelgehalt etwa 2,5 Gew.-% erreicht, kann eine
beträchtliche Anzahl von Rissen über das gesamte Stahlblech
nach dem Warmwalzen festgestellt werden. Erfindungsgemäß
sollte daher der Nickelgehalt strikt auf unter etwa 0,5 Gew.-%
begrenzt werden.
Im Rahmen der Erfindung wurden auch die Auswirkungen von
Silizium-Zusätzen sowohl auf die Mikrostrukturen wie die
mechanischen Eigenschaften untersucht. Einige Resultate sind
in Fig. 4 und in Beispiel 7 dargestellt. Die chemische Zusammensetzung
des untersuchten Stahls war Fe-6,0 Gew.-%,
Al-25,0 Gew.-%, Mn-0,75 Gew.-%, C-0,16 Gew.-%, Nb bei unterschiedlichen
Mengen von Silizium im Bereich von 0 bis 2,0 Gew.-%.
Die Resultate zeigen, daß, wenn der Siliziumgehalt
unter etwa 1,2 Gew.-% liegt, die Festigkeit des warmgewalzten
Stahlbleches mit zunehmendem Siliziumgehalt etwas ansteigt,
ohne daß ein bedeutender Verlust in der Formbarkeit oder
Dehnbarkeit eintritt. Wenn der Siliziumgehalt jedoch ungefähr
1,2 Gew.-% oder darüber erreicht, so nimmt die Verformbarkeit
oder Dehnbarkeit bemerkenswert ab, und zwar durch die Bildung
der DO₃-Typ-geordneten Phase wie Beispiel 7 und Fig. 4 zeigen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung sollte daher der Siliziumgehalt
auf unter etwa 1,2 Gew.-% begrenzt werden.
Chrom, Molybdän und Wolfram sind sehr starke Karbidbildner.
Sie werden im allgemeinen zugesetzt, um die mechanischen
Eigenschaften der handelsüblichen legierten Stähle zu
steigern. Im Rahmen der Erfindung wurden in′s Einzelne
gehende Versuche bezüglich der Auswirkungen von Chrom,
Molybdän und Wolfram-Zusätzen auf das Ausfällen von Karbiden
und die mechanischen Eigenschaften durchgeführt. Einige
Resultate sind jeweils in den Beispielen 8 bis 10 dargestellt.
Die Resultate zeigen, daß, wenn der Gehalt an Chrom, Molybdän
oder Wolfram geringer ist als etwa 0,5 Gew.-%, die Festigkeit
des warmgewalzten Stahlbleches mit zunehmendem Chrom-, Molybdän-
oder Wolframgehalt etwas zunimmt, ohne daß ein bemerkenswerter
Abfall in der Verformbarkeit oder Dehnung eintritt.
Einige grobe Präzipitate beginnen jedoch, sich an den Korngrenzen,
den Zwillingsgrenzen und innerhalb der Austenit-
Matrix zu bilden, wenn Chrom, Molybdän oder Wolfram bis auf
etwa 1,0 Gew.-% oder darüber zugesetzt wird, was eine bemerkenswerte
Abnahme in der Verformbarkeit oder Dehnung ergibt. Aufgrund
der Analysen der Transmissions-Elektronenmikroskopie
werden diese Präzipitate als (Fe, Cr)₇C₃-Karbide in Cr-führenden
Legierungen, als (Fe, Mo)₆C-Karbiden in Mo-führenden Legierungen
und als (Fe, W)₆C-Karbide in W-führenden Legierungen
bestimmt, wie dies in den Beispielen 8-10 dargelegt ist. Die
Menge dieser groben Karbide nimmt offensichtlich mit ansteigendem
Chrom-, Molybdän- und Wolframgehalt zu. Die
Bildung dieser groben Karbide versucht die Bloßlegung von
Kohlenstoff, was das Ausfällen von extrem feinen (Fe, Mn, M)₃-
AlC x -Karbiden unterdrückt. Erfindungsgemäß sollte daher der
Chrom-, Molybdän- oder Wolframgehalt auf unter etwa 0,5 Gew.-%
strikt begrenzt werden.
Ein weiteres wichtiges Merkmal der Erfindung ist die Steuerung
der Durchlauf-Warmwalzbedingungen. Die Gründe hierfür sind
folgende:
Die Auswirkungen der Endwalztemperatur sowohl auf die Mikrostrukturen
wie die mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten
Stahlbleches wurden im Rahmen der Erfindung untersucht.
Nach 2stündiger Erhitzung auf Temperaturen von 1050°C
bis 1250°C wurde der Stahl in einer Abmessung von 80 mm
Breite, 40 mm Dicke und 300 mm Länge im Durchlauf oder kontinuierlich
auf eine abschließende Dicke von 5,0 mm warmgewalzt
und dann in Luft von der Endwalztemperatur auf Raumtemperatur
gekühlt. Die Endwalztemperatur wurde derart
gesteuert, daß sie zwischen 800 bis 1000°C lag. Die Resultate
zeigten, daß, wenn die Endwalztemperatur zwischen 920 und
1000°C lag, die (Fe, Mn, M)₃-AlC x -Karbide zusammenhängend in der
Austenit-Matrix ausfällten. Wenn jedoch die Endwalztemperatur
annähernd zwischen 800 und 920°C lag, blieb in der Austenit-
Matrix eine hohe Dichte von Dislokationszellen zurück, und
eine große Menge von winzigen (Fe, Mn, M)₃-AlC x -Karbiden wurde
an den Dislokationszellen gebildet. Aufgrund der Ausbildung
der Dislokations-Zellen-Substruktur und die Ausfällung von
winzigen (Fe, Mn, M)₃-AlC x -Karbiden ergab sich eine bemerkenswerte
Steigerung der Festigkeit des warmgewalzten Stahlbleches
ohne bemerkenswerte Abnahme in der Verformbarkeit oder Dehnbarkeit,
wie das Beispiel 5 und die Tabelle II zeigen.
Um die Vortrefflichkeit der vorliegenden Erfindung zu demonstrieren,
ist außerdem ein Teil der chemischen Zusammensetzungen
und der Resultate der Zugfestigkeits-Tests bei
warmgewalzten legierten Stahlblechen der Erfindung in den
Tabellen I bzw. II aufgeführt. Zu Vergleichszwecken sind
in den Tabellen außerdem die Merkmale bekannter handelsüblicher
warmgewaltzer Stahlbleche und weiterer bekannter
Fe-Al-Mn-C-Legierungen aufgeführt. Die dargestellten Resultate
sollen lediglich die Merkmake der warmgewalzten erfindungsgemäßen
Stahlbleche darlegen, sie sind jedoch nicht als Umfang
der vorliegenden Erfindung anzusehen.
(1) Nr. 1 bis Nr. 43 zeigen die chemischen Zusammensetzungen
der erfindungsgemäßen Stahlproben;
(2) Nr. 44 bis Nr. 53 zeigen die chemischen Zusammensetzungen
der für den Vergleich verwendeten Stahlproben;
(3) Nr. 54 bis Nr. 55 zeigen die chemischen Zusammensetzungen
der zu Vergleichszwecken verwendeten Stähle entsprechend
der Druckschrift "An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as
Substitutes for Stainless Steel" von H. W. Leavenworth,
Jr. and J. C. Benz, Journal of Metals, S. 36, 1985);
(4) Nr. 56 bis Nr. 58 zeigen die chemischen Zusammensetzungen
der zum Vergleich verwendeten Stähle gemäß der Druckschrift
WLow Temperature Mechanical Behavior of Microalloyed
and Controlled-Roled Fe-Mn-Al-C-X Alloys" von
Young G. Kim et al., Metal. Trans. A, 5. 1689, Sept. 1985).
(5) Nr. 59 und Nr. 60 zeigen die chemischen Zusammensetzungen
der zum Vergleich verwendeten Stähle. (Zwei handelsübliche
Fe-Ni-Cr-Mo-legierten Stahlbleche entsprechend
der Druckschrift "The Making, Shaping and Treating of
Steel" veröffentlicht von United States Steel, 9th edition
S. 1141-1142).
(1) Nr. 1 bis Nr. 43 zeigen die mechanischen Eigenschaften der
Stahlproben der Erfindung. ("*" bezeichnet die Endwalztemperatur
bei 830°C, während sie für die anderen 920°C
beträgt).
(2) Nr. 44 bis Nr. 53 zeigen die mechanischen Eigenschaften
der zum Vergleich verwendeten Stahlproben.
(3) Nr. 54 und Nr. 55 zeigen die mechanischen Eigenschaften der
zum Vergleich verwendeten Stähle (gemäß der Druckschrift
"An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for
Stainless Steel" von H. W. Leavenworth, Jr. and J. C. Benz,
Journal of Metals, S. 36, 1985).
(4) Nr. 56 bis Nr. 59 zeigen die mechanischen Eigenschaften der
zum Vergleich verwendeten Stähle (gemäß der Druckschrift
"Low Temperature Mechanical Behavior of Microalloyed and
Controlled-Rolled Fe-Mn-Al-C-X Alloys" von Young G. Kim
et al., Metal. Trans. A, S. 1689, Sept. 1985).
(5) Nr. 59 und Nr. 60 zeigen die mechanischen Eigenschaften der
zum Vergleich verwendeten Stähle. (Zwei handelsübliche
warmgewalzte Fe-Ni-Cr-Mo-legierte Stähle gemäß der Druckschrift
"The Making, Shaping and Treating of Steel" veröffentlicht
von United States Steel, 9th edition S. 1141-1142).
Die mechanischen Eigenschaften werden erhalten,
wenn die Stähle austenitisiert, anschließend abgeschreckt
und dann bei etwa 565°C getempert werden.
Von den beiliegenden Zeichnungen zeigt:
Fig. 1 die Auswirkung der Aluminium- und Kohlenstoffgehalte
auf die (a) Dehngrenze, (b) die Dehnung der Nb-Al-C-
Legierung mit 29,8 Gew.-% Fe, 0,12 Gew.-% Mn und 0,08 Gew.-%
Ti;
Fig. 2 die Auswirkung von Titan, Niob oder Vanadium auf die
Dehngrenze einer C-X-Legierung mit 7,0 Gew.-% Fe, 26,0 Gew.-%
Al und 0,60 Gew.-% Mn, wobei "X" für Titan, Niob
oder Vanadium steht;
Fig. 3 die Auswirkungen des Nickelgehalts auf die Dehngrenze
und die Dehnung einer Ti-Ni-Legierung mit 8,9 Gew.-% Fe,
28,5 Gew.-% Al, 0,90 Gew.-% Mn und 0,30 Gew.-% C;
Fig. 4 die Auswirkungen des Siliziumgehaltes auf die Dehngrenze
und Dehnung einer Legierung mit 6,0 Gew.-% Fe, 25,0 Gew.-%
Al, 0,75 Gew.-% Mn, 0,12 Gew.-% Nb-Si.
Fig. 5 TEM-Mikrografien der erfindungsgemäßen Stahlprobe Nr. 6.
Die Stahlprobe wurde im Durchlaufverfahren ab 1200°C
warmgewalzt, dann aus der Endwalztemperatur von 920°C
auf Raumtemperatur mit Luft gekühlt. (a) Hellfeld
mikrografie-(b)-(f) ausgewählte Flächen-Diffraktions-
Bilder aus dem Mischbereich der Austenit-Matrix und
feinen Präzipitate. Die Zonenachsen der Austenit-Matrix
sind jeweils (001), (011), (111), (112) und (123).
(Matrix: hkl, (Fe, Mn, M)₃AlC x : hkl). (g) Dunkelfeldmikrografie.
Fig. 6 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zum Vergleich verwendeten
Stahlprobe Nr. 44. Die Stahlprobe wurde kontinuierlich
ab 1200°C warmgewalzt und dann mit Luft
aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur
abgekühlt;
Fig. 7 TEM-Mikrografien der Stahlproben nach kontinuierlichem
Warmwalzen ab 1200°C und anschließendem Abschrecken in
Wasser aus der Endwalztemperatur von 920°C. (a) und
(b) die Hellfeldmikrografie bzw. das ausgewählte
Flächendiffraktionsbild der erfindungsgemäßen Stahlprobe
Nr. 6 (der helle Pfeil ist der Diffraktionsspot
der Präzipitate). (c) Das ausgewählte Flächendiffraktionsbild
der zum Vergleich verwendeten Stahlprobe
Nr. 44;
Fig. 8 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der erfindungsgemäßen
Stahlprobe Nr. 2. Die Stahlprobe wurde kontinuierlich
warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt;
Fig. 9 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken
verwendeten Stahlprobe Nr. 48. Die Stahlprobe wurde
kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der
Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt;
Fig. 10 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der erfindungsgemäßen
Stahlprobe Nr. 4. Die Stahlprobe wurde kontinuierlich
warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt;
Fig. 11 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken
verwendeten Stahlprobe Nr. 47. Die Stahlprobe
wurde kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft
aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur
abgekühlt. (a) Die Mikrostruktur im austenitischen
Korn. (b) Das Vorhandensein von groben
(Fe, Mn)₃AlC x -Karbiden an den austenitischen Korngrenzen
(die mit einem Pfeil markierten Teilchen
sind die Karbide an den Korngrenzen;
Fig. 12 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der erfindungsgemäßen
Stahlprobe Nr. 5. Die Stahlprobe wurde kontinuierlich
warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt;
Fig. 13 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken
verwendeten Stahlprobe Nr. 45. Die Stahlprobe wurde
kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der
Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt;
Fig. 14 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zur Vergleichszwecken
verwendeten Stahlprobe Nr. 46. Die Stahlprobe wurde
kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der
Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt;
Fig. 15 TEM-Mikrografien der erfindungsgemäßen Stahlprobe
Nr. 20. Die Stahlprobe wurde kontinuierlich bei 1200°C
warmgewalzt und dann mit Luft auf der Endwalztemperatur
von 830°C auf Raumtemperatur abgekühlt. (a) und
(b) Die Hellfeld-TEM-Mikrografien wurden von der
gleichen Fläche bei verschiedenen Vergrößerungen genommen.
(c) Eine Dunkelfeld-TEM-Mikrografie der gleichen Fläche
wie in Fig. 15 (b);
Fig. 16 Mikrografien der Legierungen mit 8,0 Gew.-% Fe, 28,5 Gew.-%
Al, 0,90 Gew.-% Mn, 0,30 Gew.-% C, 4,0 Gew.-% Titan und
Ni nach kontinuierlichem Warmwalzen ab 1200°C und anschließender
Luftkühlung aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur. (a) Eine optische Mikrografie,
(b) eine Hellfeld-TEM-Mikrografie, (c) bis
(d) ausgewählte Flächendiffraktionsbilder, lediglich
von einem stabartigen Präzipitat. Die Zonenachsen sind
(001) bzw. (011);
Fig. 17 optische Mikrografien einer Legierung mit 6,0 Gew.-% Fe,
25,0 Gew.-% Al, 0,75 Gew.-% Mn, 0,12 Gew.-% C und Nb, Si
in warmgewalztem Zusatnd. (a) 1,2 Gew.-% Si, (b) 1,4 Gew.-%
Si, (c) 1,8 Gew.-% Si und (d) 2,0 Gew.-% Si;
Fig. 18 TEM-Mikrografien einer Legierung im warmgewalztem
Zustand mit 6,0 Gew.-% Fe, 25,0 Gew.-% Al, 0,75 Gew.-% Mn,
0,12 Gew.-% C, 1,4 Gew.-% Nb und Si. (a) Eine Hellfeld-
TEM-Mikrografie, (b) bis (c) ausgewählte Flächendiffraktionsbilder
einer in Fig. 18 (a) gezeigten Fläche,
(d) bis (e) Dunkelfeld-TEM-Mikrografien durch Verwendung
von DO₃-Reflektionen (111) bzw. (200). (Matrix:
hkl, DO₃ : hkl)
Fig. 19 TEM-Mikrografien eine Legierung mit 6,20 Gew.-% Fe,
31,3 Gew.-% Al, 0,77 Gew.-% Mn, 0,28 Gew.-% C, 1,0 Gew.-%
Ti und Mo in warmgewalztem Zustand. (a) Eine Hellfeld-
TEM-Mikrografie, (b) ein ausgewähltes Flächendiffraktionsbild
eines (Fe, Mo)₆C-Karbides und der es umgebenden
Austenit-Matrix. Die Zonenachsen der Austenit-
Matrix bzw. des Karbides sind (011) bis (011).
(Matrix : hkl, (Fe, Mo)₆C : hkl).
Fig. 20 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken
verwendeten Stahlprobe Nr. 51. Die Stahlprobe war kontinuierlich
warmgewalzt ab 1200°C und dann aus der
Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur mit Luft
abgekühlt.
Fig. 21 TEM-Mikrografien einer Legierung im warmgewalztem
Zustand mit 6,22 Gew.-% Fe, 29,6 Gew.-% Al, 0,81 Gew.-%
Mn, 0,42 Gew.-% C, 1,0 Gew.-% Ti und W. (a) Eine Hellfeld-
TEM-Mikrografie, (b) ein ausgewähltes Flächen
diffraktionsbild eines (Fe, W)₆C-Karbides und der es
umgebenden Austenit-Matrix. Die Zonenachsen der
Austenit-Matrix bzw. des (Fe, W)₆C-Karbids sind (111)
bzw. (011). (Matrix : hkl (Fe, W)₆C : hkl);
Fig. 22 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken
verwendeten Stahlprobe Nr. 52. Die Stahlprobe war kontinuierlich
warmgewalzt ab 1200°C und dann mit Luft
aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur
abgekühlt;
Fig. 23 TEM-Mikrografien der zu Vergleichszwecken verwendeten
Stahlprobe Nr. 53. Die Stahlprobe war kontinuierlich
warmgewalzt ab 1200°C und dann aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur mit Luft abgekühlt.
(a) Eine Hellfeld-TEM-Mikrografie, (b) bis (d) ausgewählte
Flächendiffraktionsbilder eines Cr₇C₃-Karbids.
Die Zonenachsen sind (1210) bzw. (1216) bzw. (1213).
Dieses Beispiel soll zeigen, daß bei der Endwalztemperatur
sich bereits extrem feine (Fe, Mn, M)₃AlC x -Karbide homogen
innerhalb der Austenit-Matrix des erfindungsgemäßen Stahlbleches
verteilt haben. Während der Luftkühlung aus der Endwalztemperatur
auf Raumtemperatur wirken diese bereits vorhandenen
extrem feinen Karbide als Kerne für die wachsenden
Präzipitate, was zu einer Bildung einer großen Menge von
feinen Karbiden in der Austenit-Matrix führt. Mit diesem
Merkmal besitzt daher das erfindungsgemäße Stahlblech eine
ausgezeichnete Zugfestigkeit zusammen mit einer starken Verformbarkeit
oder Dehnbarkeit im warmgewalztem Zustand.
Zwei Probestähle, welche die chemischen Zusammensetzungen der
in Tabelle I aufgeführten Nr. 6 und Nr. 44 besaßen, wurden in
diesem Beispiel geprüft. Dabei handelt es sich bei der Nr. 6
um die Stahlprobe der Erfindung und bei Nr. 44 um die zu Ver
gleichszwecken verwendete Stahlprobe. Die chemische Zusammensetzung
der Stahlprobe Nr. 44 in der Stahlprobe von Nr. 6
gleich mit Ausnahme dessen, daß sie kein Titan und Chrom
enthält. Zweck Stahlbarren mit den chemischen Zusammensetzungen
der Nr. 6 und N r. 44 wurden in einem Hochfrequenz-Induktionsofen
hergestellt. Die Abmessung der Barren betrug 80 mm Breite,
40 mm Dicke und 300 mm Länge. Nach zweistündigem Erhitzen bei
1200°C wurden die Stahlbarren kontinuierlich auf eine endgültige
Dicke von 5,0 mm warmgewalzt und dann aus der Endwalztemperatur
von 920°C mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
Die Dickenminderung betrug etwa 87,5%.
Die Fig. 5(a) bis 5(b) zeigen die TEM-Mikrografien der
Stahlprobe Nr. 5 nach Durchlaufen des vorgenannten Verfahrens.
Feine Präzipitate mit sie umgebenden hellen Kontrasten sind
klar in der Fig. 5(a) zu sehen, welche eine Hellfeld-TEM-
Mikrografie ist. Die ausgewählten Flächendiffraktionsbilder
des Mischbereiches der Austenit-Matrix und der feinen Präzipitate
zeigen die Fig. 5(b) bis 5(f). Die Zonenachsen der
Austenit-Matrix sind jeweils (001), (011), (111), (112) und
(123). Zusätzlich zu den der Austenit-Matrix entsprechenden
Spots bestehen die Diffraktionsbilder auch aus kleinen Überstruktur-
Spots infolge des Vorhandenseins feiner Präzipitate.
Aufgrund der Analysen der Diffraktionsbilder kann bestätigt
werden, daß die feinen Präzipitate innerhalb der Austenit-Matrix
(Fe, Mn, M)₃AlC x -Karbide mit L′1₂-Type Struktur sind.
Fig. 5(g), eine Dunkelfeld-TEM-Mikrografie in der gleichen
Fläche wie in Fig. 5(a), zeigt eindeutig, daß die ausgefällten
Karbide innerhalb der Austenit-Matrix sehr kleine Abmessungen
haben, und zwar etwa 100-300 Å. Das Resultat der Zugfestigkeitsprüfung
zeigt, daß die Endfestigkeit, die Streckgrenze
und die Dehnung der Stahlprobe Nr. 6 im warmgewalztem Zustand
jeweils 184 Ksi, 179 Ksi bzw. 36,8% betragen. Im Gegensatz
zu dieser Beobachtung wurde eine große Menge gröberer Karbide
in der Stahlprobe Nr. 44 festgestellt, welche innerhalb der
Austenit-Matrix ausgefällt waren, wie Fig. 6 zeigt. Die Abmessung
der Karbide beträgt hier 3600-32 000 Å in der Länge
und 520-2200 Å in der Breite. Das Resultat der Festigkeitsprüfung
zeigt, daß die Endfestigkeit, die Streckgrenze und
die Dehnung der Stahlprobe Nr. 44 in warmgewalztem Zustande
jeweils 123 Ksi, 89 Ksi bzw. 27,8% betrugen.
Außerdem wurden, um ein weiteres Merkmal der Erfindung zu
demonstrieren, zwei Stahlbarren mit den gleichen chemischen
Zusammensetzungen wie die Stahlproben Nr. 6 und Nr. 44 kontinuierlich
warmgewalzt ab 1200°C und anschließend sofort in
Wasser abgeschreckt, statt aus der Endwalztemperatur von
920°C durch Luft auf Raumtemperatur abgekühlt zu werden. Die
Fig. 7(a) und 7(b) zeigen die Hellfeld-TEM-Mikrografie
bzw. das ausgewählte Flächendiffraktionsbild der Stahlprobe
Nr. 6 in abgeschrecktem Zustand. Fig. 7(c) zeigt das ausgewählte
Flächendiffraktionsbild der Stahlprobe Nr. 44. Ein Vergleich
der Fig. 7(b) mit der Fig. 7(c) zeigt, daß extrem feine Karbide
in der Austenit-Matrix der Stahlprobe Nr. 6 bereits bei der
Endwalztemperatur ausgefällt wurden. Andererseits zeigt das
Diffraktionsbild der Stahlprobe Nr. 44 nur Diffraktionsspots
der Austenit-Matrix und keine Diffraktionsspots von Präzipitaten.
Dies bedeutet, daß in der Stahlprobe Nr. 44 bei der
Endwalztemperatur keine Präzipitate ausgebildet worden sind.
Aufgrund dieser Beobachtungen und Analysen darf angenommen
werden, daß bei der Endwalztemperatur extrem feine Karbide
bereits zusammenhängend innerhalb der Austenit-Matrix bei
der Stahlprobe Nr. 6 der Erfindung ausgefällt wurden. Bei der
Luftkühlung wirken diese bereits bestehenden extrem feinen
Karbide als Karne für nachzuwachsende Präzipitate. Die entstehenden
Karbide sind nicht nur mehr fein, sondern sie haben
auch eine tropfenartige Morphologie, während die Karbide in
der Stahlprobe Nr. 44 nicht nur wesentlich gröber sind, sondern
auch eine plattenartige Morphologie mit bestimmten bevorzugten
Orientierungen aufweisen. Dies zeigt eindeutig, warum
das erfindungsgemäße Stahlblech eine wesentlich bessere Zugfestigkeit
zusammen mit einer höheren Verformbarkeit und Dehnbarkeit
besitzt. Dies ist ein sehr wichtiges Merkmal der vorliegenden
Erfindung.
Dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Aluminiumgehaltes
auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften aufzeigen.
Zwei Probestähle mit den jeweiligen chemischen Zu
sammensetzungen der in Tabelle I aufgeführten Nr. 2 und Nr. 48
wurden hier geprüft. Dabei handelt es sich bei der Nr. 2 um
den Probestahl der Erfindung und Nr. 48 um einen zum Vergleich
verwendeten Probestahl. Die chemische Zusammensetzung der
Stahlprobe Nr. 48 ist die gleiche wie die der Stahlprobe Nr. 2
mit Ausnahme dessen, daß sie weniger Aluminium enthält. Nach
kontinuierlichem Warmwalzen und Luftkühlung aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur war eine große Menge
feiner Karbide zusammenhängend innerhalb der Austenit-Matrix
der Stahlprobe Nr. 2 ausgefällt, während in der Austenit-Matrix
der Stahlprobe Nr. 48 sehr wenig Karbid ausgebildet worden war,
wie dies Fig. 8 bzw. Fig. 9 zeigen. In Tabelle II ist zu sehen,
daß die Festigkeit dieser beiden Stahlproben weit voneinander
abweicht. Aufgrund dieses Beispiels und der Fig. 1 kann geschlossen
werden, daß zur Erzielung einer zufriedenstellenden
Festigkeit im warmgewalztem Zustand das Stahlblech mehr als
4,5 Gew.-% Aluminium enthalten sollte.
Auch dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Aluminiumgehaltes
auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften
aufzeigen. Zwei Stahlproben mit den chemischen
Zusammensetzungen der in Tabelle I aufgeführten Nr. 4 und
Nr. 47 wurden hierzu geprüft. Dabei handelt es sich bei der
Nr. 4 um die Stahlprobe der Erfindung und bei der Nr. 47 um
eine zum Vergleich verwendete Stahlprobe. Die chemische
Zusammensetzung der Stahlprobe Nr. 47 ist die gleiche wie die
der Stahlprobe Nr. 4 mit Ausnahme des Aluminiumgehaltes. Die
Fig. 10 und 11 zeigen Hellfeld-TEM-Mikrografien der Stahlproben
Nr. 4 und 47 nach kontinuierlichem Warmwalzen und
Luftkühlung aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur.
In diesen beiden Mikrografien ist zu sehen, daß,
wenn der Aluminiumgehalt 5,0 Gew.-% beträgt und der Kohlenstoffgehalt
1,10 Gew.-%, die in der Austenit-Matrix ausgefällten
Karbide recht fein sind und an den Korngrenzen sehr wenige
Karbide ausgefällt sind, welche kleine Abmessungen besitzen.
Das Resultat des Zugversuches zeigt, daß die Verformbarkeit
äußerst hervorragend ist. Wenn andererseits der Kohlenstoffgehalt
auf etwa 1,10 Gew.-% gehalten wird und der Aluminiumgehalt
auf 11,30 Gew.-% erhöht wird, sind nicht nur die in der
Austenit-Matrix ausgefällten Karbide wesentlich gröber,
sondern die Menge und die Abmessungen der Karbide an den Korngrenzen
wachsen sehr schnell an. Infolge des Vorhandenseins
gröberer Karbide an den Korngrenzen sinkt die Verformbarkeit
und Dehnbarkeit drastisch.
Dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Kohlenstoffgehaltes
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
aufzeigen. Drei Stahlproben mit den chemischen Zusammensetzungen
der in Tabelle I aufgeführten Nr. 5, 45 und 46 wurden hierbei
geprüft. Dabei handelt es sich bei der Nr. 5 um eine erfindungsgemäße
Stahlprobe, während die Nr. 45 und 46 zum Vergleich
verwendete Stahlproben sind. Die chemischen Zusammensetzungen
der Stahlproben Nr. 45 und 46 sind die gleichen wie bei der
Stahlprobe Nr. 5 mit Ausnahme dessen, daß sie mehr Kohlenstoff
enthalten. Die Fig. 12 bis 14 zeigen die Hellfeld-TEM-
Mikrografien der Stahlproben Nr. 5, 45 und 46 jeweils in warmgewalztem
Zustande. Aus diesen Mikrografien zeigt sich, daß
die Karbide bei der Stahlprobe Nr. 5 nur innerhalb der Austenit-
Matrix ausfällt. Einige gröbere Karbide fällten jedoch auch
auf den Korngrenzen zusätzlich zu den in der Austenit-Matrix
sowohl in der Stahlprobe Nr. 45 wie in der Stahlprobe Nr. 46
aus. Aus diesen Beobachtungen und der Fig. 1(b) kann geschlossen
werden, daß zur Verhinderung der Ausbildung von gröberen
Karbiden an den Korngrenzen der Kohlenstoffgehalt auf unter
etwa 1,25 Gew.-% begrenzt sein sollte.
In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des kontinuierlich
gesteuerten Warmwalzens auf das Ausfällen von Karbiden und
die mechanischen Eigenschaften aufgezeigt werden. Ein Stahlbarren
mit der chemischen Zusammensetzung des in Tabelle I
unter Nr. 20 aufgeführten Stahls wurde für diese Prüfung hergestellt.
Die Abmessung des Barrens betrug 80 mm in der Breite,
40 mm in der Dicke und 300 mm in der Länge. Nach zweistündiger
Erwärmung auf 1200°C wurde der Stahlbarren kontinuierlich auf
eine Endstärke von 5,0 mm warmgewalzt und dann aus der Endwalztemperatur
mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Endwalztemperatur
wurde anstelle der in Tabelle II angegebenen Temperatur
von 920°C auf 830°C gesteuert.
Nach Durchlaufen dieses Verfahrens wurde in der genannten
Stahlprobe eine starke Dichte an Dislokationen in der Austenit-
Matrix festgestellt, wie dies Fig. 15(a) zeigt. Fig. 15(b), eine
Hellfeld-TEM-Mikrografie der gleichen Fläche wie in Fig. 15(a),
jedoch mit einer stärkeren Vergrößerung, zeigt deutlich, daß
die Dislokationen in einer typischen Dislokationszellen-Substruktur
angeordnet sind. Eine Dunkelfeld-TEM-Mikrografie
zeigt, daß eine große Menge feiner Karbide an den Dislokationszellen
ausgefällt war, wie Fig. 15(c) zeigt. Die Abmessung
der feinen Karbide betrug etwa 60 bis 130 Å. Diese Figur zeigt
auch, daß eine starke Dicke viel winzigerer Karbide auch
innerhalb der Dislokationszellen zusätzlich zu den Karbiden
an den Zellen ausfällten. Die Abmessung dieser winzigen
Karbide betrug weniger als etwa 50 Å.
Aus vorstehenden Beobachtungen zeigt sich, daß, wenn die Endwalztemperatur
gesenkt wird, winzige Karbide beginnen, während
des Warmwalzens an den Dislokationen auszufällen und dann eine
Haftwirkung auszuüben, was die Bewegung der Dislokationen
behindert. Die sich ergebende Struktur ist eine hohe Dichte
von Dislokationszellen, welche in der Austenit-Matrix verbleiben.
Das Resultat der Zugfestigkeitsprüfung zeigt, daß
die Zerreißfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung der hier
behandelten Stahlprobe im warmgewalztem Zustand 2,35 Ksi bzw.
218 Ksi bzw. 29,7% betragen. Es zeigt sich daher, daß die
Zugfestigkeit der hier behandelten Stahlprobe etwa 24 Ksi
höher ist als die der Nr. 20 in Tabelle II. Der bemerkenswerte
Anstieg in der Festigkeit ist wahrscheinlich dem Ausfällen
winziger Karbide und der Ausbildung der Dislokationszellen-
Substruktur zuzuordnen. Es ist daher ein weiteres wichtiges
Merkmal der Erfindung, die Warmwalzbedingungen zu steuern.
In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des Nickelgehalts
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
aufgezeigt werden. In diesem Beispiel wurde ein Probestahl
mit der chemischen Zusammensetzung von 9,0 Gew.-% Fe, 28,5 Gew.-%
Al, 0,90 Gew.-% Mn, 0,30 Gew.-% C, 4,0 Gew.-% Ti und Ni geprüft.
Die chemische Zusammensetzung dieser Stahlprobe ist die gleiche
wie die der Stahlprobe Nr. 12 in Tabelle I mit Ausnahme dessen,
daß sie wesentlich mehr Nickel enthält.
Fig. 16(a) zeigt eine optische Mikrografie der Stahlprobe in
warmgewalztem Zustande, welche das Vorhandensein stäbchenartiger
Präzipitate in der Austenit-Matrix offenbart. Die
Hellfeld-TEM-Mikrografie bzw. die ausgewählten Flächen
diffraktionsbilder eines stäbchenartigen Präzipitats sind in
den Fig. 16(b) bis 16(d) dargestellt. Aufgrund der Analysen
der ausgewählten Flächendiffraktionsbilder kann bestätigt
werden, daß die stäbchenartigen Präzipitate eine geordnete
bcc-Struktur aufweisen, welche zur geordneten B2-(NiAl)-Phase
gehört. Das Resultat der Zugfestigkeitsprüfung zeigt, daß die
Zerreißfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung der Stahlprobe
im warmgewalztem Zustande 188 Ksi bzw. 181 Ksi bzw.
6,5% betragen.
Aufgrund der Analysen der Mikrostrukturen und Fig. 3 ist festzustellen,
daß, wenn der Nickelgehalt unter etwa 0,5 Gew.-%
beträgt, keine geordnete B2-Phase innerhalb der Austenit-
Matrix in warmgewalztem Stahlblech gebildet war. Die Verformbarkeit
des Stahlbleches stieg mit zunehmendem Nickelgehalt
leicht an. Eine Erhöhung des Nickelgehalts bis auf etwa
1,0 Gew.-% oder darüber ergibt andererseits die Ausbildung
von geordneter B2-Phase in der Austenit-Matrix, was nicht nur
für eine Erhöhung der Festigkeit wirkungslos ist, sondern
auch die Verformbarkeit sehr schnell verschlechtert.
In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des Siliziumgehaltes
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
aufgezeigt werden. Fünf Stahlproben mit den chemischen
Zusammensetzungen von 6,0 Gew.-% Fe, 25,0 Gew.-% Al,
0,75 Gew.-% Mn, 0,20 Gew.-% C und Nb mit unterschiedlichen
Mengen an Silizium wurden hierbei geprüft. Die Siliziumgehalte,
die den vier Stahlproben zugesetzt wurden, betrugen
1,2 bzw. 1,4 bzw. 1,8 bzw. 2,0 Gew.-%. Nach kontinuierlichem
Warmwalzen ab 1200°C und Luftkühlung aus der Endwalztemperatur
von 920°C auf Raumtemperatur wurden die Mikrostrukturen der
vier Stahlproben untersucht, wobei die optische Mikroskopie
und die Transmissions-Elektronenmikroskopie angewendet wurden.
Die Fig. 17(a) bis 17(d) zeigen jeweils die optischen
Mikrografien der vier Stahlproben in warmgewalztem Zustande.
In diesen Mikrografien ist zu sehen, daß ein Siliziumgehalt
von über etwa 1,2 Gew.-% zu der Ausbildung einer zweiten Phase
(d. h. in den Figuren mit "D" markiert) führt, und daß die
gesamte Volumenfraktion der zweiten Phase mit zunehmendem
Siliziumgehalt ansteigt.
Die Fig. 18(a) bis 18(e) zeigen die TEM-Mikrografien einer
Stahlprobe mit 6,0 Gew.-% Fe, 25,0 Gew.-% Al, 0,75 Gew.-% Mn,
0,20 Gew.-% C, 1,40 Gew.-% Nb und Si in warmgewalztem Zustand.
Fig. 18(a), eine Hellfeld-TEM-Mikrografie, wurde von einer
Fläche genommen, welche der in Fig. 17 mit "D" markierten
zweiten Phase entspricht. Die Fig. 18(b) bis 18(c) zeigen
die ausgewählten Flächendiffraktionsbilder der in Fig. 18(a)
gezeigten Fläche. Aufgrund der Analysen der Diffraktionsbilder
kann bestätigt werden, daß die zweite Phase eine
geordnete flächenzentrierte kubische Struktur besitzt, welche
zur geordneten DO₃-Phase gehört. Die Fig. 18(d) und 18(e),
Dunkelfeld-TEM-Mikrografien, welche mit (111) bzw. (200)
DO₃-Reflektionen aufgenommen sind, zeigen das Vorhandensein
von DO₃-Teilchen.
Die Auswirkungen des Siliziumgehaltes auf die Dehngrenze und
die Dehnung einer Legierung mit 6,0 Gew.-% Fe, 25,0 Gew.-% Al,
0,75 Gew.-% Mn, 0,25 Gew.-% C sowie Nb-Si sind in Fig. 4 dargestellt.
Es ist zu sehen, daß, wenn der Siliziumgehalt
weniger als etwa 1,0 Gew.-% beträgt, die Dehngrenze mit zunehmendem
Siliziumgehalt ansteigt, ohne daß ein bemerkenswerter
Verlust in der Verformbarkeit eintritt. Während der
Siliziumgehalt etwa 1,2 Gew.-% oder darüber erreicht, hat die
Verformbarkeit eine bemerkenswerte Abnahme, wobei angenommen
wird, daß dies durch die Bildung der geordneten DO₃-Phase
verursacht wird.
In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des Molybdängehaltes
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
aufgezeigt werden. Zwei Stahlproben mit 6,20 Gew.-%
Fe, 31,3 Gew.-% Al, 0,77 Gew.-% Mn, 0,28 Gew.-% C und Ti sowie
1,0 bzw. 4,5 Gew.-% Molybdän wurden hierbei untersucht. Die
chemischen Zusammensetzungen der beiden Stahlproben sind
dieselben wie die der Stahlprobe 18 in Tabelle I mit Ausnahme
dessen, daß sie wesentlich mehr Molybdän enthalten. Nach kontinuierlichem
Warmwalzen ab 1200°C und anschließender Luftkühlung
aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur
wurden die Mikrostrukturen der beiden Stahlproben durch TEM
untersucht, wie dies in den Fig. 19 bzw. 20 dargestellt
ist.
In der Fig. 19(a) ist zu sehen, daß einige grobe Teilchen in
der Austenit-Matrix gebildet sind. Fig. 19(b) zeigt das ausgewählte
Flächendiffraktionsbild eines groben Teilchens und
seiner es umgebenden Matrix. Aufgrund der Analysen des Dif
fraktionsbildes kann festgestellt werden, daß diese groben
Teilchen (Fe, Mo)₆C-Karbide mit einer komplexen f. c. c.-Struktur
mit Gitterparameter 1=11,12 Å sind. Die Menge an (Fe, Mo)₆-
Karbiden nimmt mit zunehmendem Molybdängehalt zu, wie Fig. 20
zeigt. Die Abmessung dieser groben Karbide beträgt etwa 2000
bis 4500 Å. Die mechanischen Eigenschaften der Legierung mit
6,24 Gew.-% Fe, 31,1 Gew.-% Al, 0,79 Gew.-% Mn, 0,30 Gew.-% C,
4,48 Gew.-% Ti und Mo in warmgewalztem Zustand sind in
Tabelle II (Nr. 51) angegeben. Ein Vergleich der Stahlproben
Nr. 18 und Nr. 51 in Tabelle II zeigt eindeutig, daß die Ausfällung
dieser groben (Fe, Mo)₆C-Karbide keine merkbare Verbesserung
der Festigkeit ergibt, jedoch die Verformbarkeit
des warmgewalzten Stahlbleches sehr schnell verschlechtert.
Die Versuchsergebnisse zeigen, daß der Molybdängehalt auf
unter etwa 0,5 Gew.-% begrenzt werden sollte.
Dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Wolframgehaltes
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
aufzeigen. Zwei Stahlproben mit 6,22 Gew.-% Fe, 29,6 Gew.-% Al,
0,81 Gew.-% Mn, 0,42 Gew.-% C und Ti sowie etwa 1,0 bis 3,0 Gew.-%
Wolfram wurden hier untersucht. Die chemischen Zusammensetzungen
der beiden Stahlproben sind die gleichen wie die der
erfindungsgemäßen Stahlprobe Nr. 42 der Tabelle I mit Ausnahme
dessen, daß sie wesentlich mehr Wolfram enthalten. Die Fig. 21
und 22 zeigen die TEM-Mikrografien der beiden Stahlproben
in warmgewalztem Zustande. In der Fig. 21(a) ist zu sehen, daß
einige grobe Präzipitate in der Austenit-Matrix ausgebildet
sind. Die Abmessung dieser groben Präzipitate beträgt etwa
1250 bis 3000 Å. Das ausgewählte Flächendiffraktionsbild,
welches von der gemischten Region aufgenommen wurde, welche
ein Präzipitat und die es umgebende Austenit-Matrix bedeckt,
ist in Fig. 21(b) dargestellt. Aufgrund der Analysen des Dif
fraktionsbildes ist festzustellen, daß diese groben Präzipitate
(Fe, W)₆-Karbide sind, welche eine komplexe f. c. c-Struktur mit
einem Gitterparameter a=11,987 Å aufweisen. Mit zunehmendem
Wolframgehalt auf bis etwa 3,0 Gew.-% nimmt die Menge an
(Fe, W)₆C-Karbiden sehr schnell zu, wie Fig. 22 zeigt.
Entsprechend den TEM-Beobachtungen sind, wenn der Wolframgehalt
weniger als etwa 0,5 Gew.-% beträgt, keine (Fe, W)₆C-
Karbide in der Austenit-Matrix im warmgewalztem Stahlblech
zu finden. Bei einer Erhöhung des Wolframgehaltes bis auf
etwa 1,0 Gew.-% oder darüber, beginnen jedoch die (Fe, W)₆C-
Karbide, sich in der Austenit-Matrix zu bilden. Aus dem
Vergleich der Stahlproben Nr. 42 und Nr. 52 in Tabelle II ist
zu sehen, daß die Bildung dieser groben (Fe, Mo)₆C-Karbide
keine eindeutige Verbesserung bezüglich der Festigkeit ergibt,
jedoch die Verformbarkeit des warmgewalzten Stahlbleches sehr
schnell verschlechtert.
In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des Chromgehaltes
auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften
aufgezeigt werden. Hierbei wurde eine Stahlprobe mit der
chemischen Zusammensetzung der Stahlprobe Nr. 53 aus Tabelle I
untersucht. Die chemische Zusammensetzung der Stahlprobe Nr. 53
ist die gleiche wie die der erfindungsgemäßen Stahlprobe
Nr. 37 mit Ausnahme dessen, daß sie wesentlich mehr Chrom
enthält. Die Fig. 23(a) zeigt die Hellfeld-TEM-Mikrografie
der Stahlprobe Nr. 53 in warmgewalztem Zustand. Die ausgewählten
Flächendiffraktionsbilder, welche lediglich von einem groben
Teilchen aufgenommen wurden, sind in den Fig. 23(b) bis
23(d) dargestellt. Aufgrund der Analysen der Diffraktionsbilder
kann festgestellt werden, daß diese Präzipitate
Cr₇C₃-Karbide sind mit einer komplexen h. c. p.-Struktur mit
Gitterparametern a=13,98 Å und c=4,52 Å. In Tabelle II ist
zu sehen, daß die Verformbarkeit der Stahlprobe Nr. 53 wesentlich
schlechter ist als die der erfindungsgemäßen Stahlprobe
Nr. 37, was durch die Bildung grober Cr₇C₃-Karbide verursacht
wird.
Claims (14)
1. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet,
daß es im wesentlichen aus 4,5 bis 10,5 Gew.-%
Aluminium, 22,0 bis 36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-%
Kohlenstoff und wenigstens einem der nachfolgenden
Bestandteile besteht, und zwar 0,06 bis 0,50 Gew.-% Titan,
0,02 bis 0,20 Gew.-% Niob, 0,10 bis 0,40 Gew.-% Vanadium, wobei
der Ausgleich im wesentlichen aus Eisen besteht.
2. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-% Kohlenstoff und wenigstens
einem der folgenden Bestandteile besteht, und zwar
0,06 bis 0,50 Gew.-% Titan, 0,02 bis 0,20 Gew.-% Niob, 0,10
bis 0,40 Gew.-% Vanadium, wobei der Ausgleich im wesentlichen
aus Eisen besteht.
3. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 0,5 bis 10,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,55 bis 1,10 Gew.-% Kohlenstoff und
wenigstens einem der nachfolgenden Bestandteile besteht,
und zwar 0,06 bis 0,50 Gew.-% Titan, 0,02 bis 0,20 Gew.-% Niob,
0,10 bis 0,40 Gew.-% Vanadium, wobei der Ausgleich im wesentlichen
aus Eisen besteht.
4. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-% Kohlenstoff, 0,06 bis
0,50 Gew.-% Titan und als Ausgleich im wesentlichen aus Eisen
besteht.
5. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-% Kohlenstoff, 0,02 bis
0,20 Gew.-% Niob und im übrigen im wesentlichen aus Eisen
besteht.
6. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-% Kohlenstoff, 0,10 bis
0,40 Gew.-% Vanadium und im übrigen im wesentlichen aus Eisen
besteht.
7. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 9,5 bis 10,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,55 bis 1,10 Gew.-% Kohlenstoff, 0,06 bis
0,50 Gew.-% Titan und im übrigen im wesentlichen aus Eisen
besteht.
8. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 0,5 bis 10,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,55 bis 1,10 Gew.-% Kohlenstoff, 0,02 bis
0,20 Gew.-% Niob und im übrigen im wesentlichen aus Eisen
besteht.
9. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
im wesentlichen aus 9,5 bis 10,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis
36,0 Gew.-% Mangan, 0,55 bis 1,19 Gew.-% Kohlenstoff, 0,10 bis
0,40 Gew.-% Vanadium und im übrigen im wesentlichen aus Eisen
besteht.
10. Warmgewalztes legiertes Stahlblech mit hoher Festigkeit
und starker Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es
außerdem wenigstens einen der nachfolgenden Bestandteile
aufweist, und zwar 0 bis 0,50 Gew.-% Nickel, 0 bis 1,20 Gew.-%
Silizium, 0 bis 0,50 Gew.-% Wolfram, 0 bis 0,50 Gew.-% Molybdän
und 0 bis 0,50 Gew.-% Chrom.
11. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten legierten
Stahlbleches, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahlbarren
auf eine Temperatur von 1050 bis 1250°C erhitzt wird, dann
der erhitzte legierte Stahlbarren warmgewalzt wird und abschließend
aus der Endwalztemperatur auf Raumtemperatur mit
Luft abgekühlt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß
die Endwalztemperatur auf einen Temperaturbereich von 800°C
bis 1000°C gesteuert wird.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß
die Endwalztemperatur auf einen Temperaturbereich von 920°C
bis 1000°C gesteuert wird.
14. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß
die Endwalztemperatur auf einen Temperaturbereich von 800°C
bis 920°C gesteuert wird.
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