DE3903774C2

DE3903774C2 - Verfahren zum Herstellen eines legierten Stahlblechs

Info

Publication number: DE3903774C2
Application number: DE3903774A
Authority: DE
Inventors: Liu Tzeng-Feng
Original assignee: National Science Council
Current assignee: National Science Council
Priority date: 1989-01-27
Filing date: 1989-02-09
Publication date: 1997-04-10
Anticipated expiration: 2009-02-10
Also published as: GB8901885D0; JPH0684534B2; FR2643650A1; GB2227495A; GB2227495B; JPH02228449A; CA1333556C; FR2643650B1; US4968357A; DE3903774A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten legierten Stahlblechs mit austenitischer Struktur. Durch geeigneten Zusatz von Legierungsbestandteilen und durch Steuerung der Warmwalzbedingungen soll das Stahlblech eine überragende Kombination aus Festig keit und Verformbarkeit in warmgewalztem Zustand erhalten.

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 Verformbarkeit 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 Wärmebehandlung einschließlich des Lösungs glühens, des Abschreckens und der Alterung in der Weise durch geführt werden, daß feine (Fe,Mn)₃AlC_x-Karbide entstehen, welche zusammenhängend innerhalb der austenitischen Matrix ausfallen. Die Wärmebehandlungsprozesse und ihre Auswirkungen auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften wurden sehr eingehend studiert. Diese Merkmale wurden im einzelnen in mehreren Druckschriften, z. B. "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, beschrieben. Aus diesen Druckschriften ergibt sich, daß die chemische Zusammensetzung in folgendem Bereich geprüft wurde: 7-16 Gew.-% Al, 20-40 Gew.-% Mn, 0,3-2,0 Gew.-% C, 0-2,0 Gew.-% Si, 0-10 Gew.-% Ni, Rest Eisen. 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. Auf Grund der vorgenannten Druckschriften können die Auswirkungen der Alte rungstemperatur 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 auszufüllen. Die Abmessung der (Fe,Mn)₃AlC_x-Karbide betrug etwa 300 bis 600 Å je nach der chemischen Zusammensetzung, der Alterungstemperatur und der Alterungszeit. Auf Grund 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 Verformbarkeit ergab. Der Spitzenwert der Festig keit wurde erreicht, wenn die Legierung bei etwa 550°C während Zeitspannen von 4 bis 16 Stunden gealtert wurde. Die End festigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung, welche auf diese Weise in den Bereichen erzielt wurde, betrugen 951-1213 N/mm² bzw. 889-1138 N/mm² 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 Legierung innerhalb dieses Temperaturbereiches gealtert wurde. Die Ausbildung von (Fe,Mn)₃AlC_x-Karbiden und Al₃ β-Mn-Aus fällungen an den Korngrenzen führte zu einem Brüchigwerden der Legierung.

Aus Vorstehendem kann geschlossen werden, daß die Fe-Al-Mn-C- Legierung eine hohe Festigkeit bei sehr guter Verformbarkeit besitzen können, nachdem sie bei etwa 550°C gealtert wurden. Es ist jedoch erforderlich, die komplizierte Wärmebehandlung einschließlich des Lösungsglühens, des Abschreckens und der Alterung durchzuführen.

Die mechanischen Eigenschaften von Legierungen auf der Basis von Fe-Al-Mn-C in warmgewalzten Zustand wurden in nach stehenden 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 Tempe rature Mechanical Behavoir of Microalloyed 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 Druck schriften beschriebenen chemischen Zusammensetzungen und mechanischen Eigenschaften sind in den weiter unten stehenden Tabellen I und II im Vergleich mit erfindungsgemäß her gestellten Stählen aufgeführt. Aus Tabelle II ergibt sich ein deutig, daß die Festigkeit dieser Legierungen im warmgewalzten Zustand nicht ausreichend hoch genug ist.

Bekannt (DE-AS 12 62 613) ist auch die Verwendung von warm gewalzten Stahlblöcken hoher Festigkeit aus 0,15 bis 2,0% Kohlenstoff, 4,0 bis 20,0% Aluminium, 18,0 bis 40,0% Mangan, 0 bis 1,0% Stickstoff, 0 bis 4,0% Niob, 0 bis 3,0% Silizium, Rest Eisen, als Werkstoff für Bauteile im Flugwesen und dgl. Ohne Wärmebehandlung nach dem Warmwalzen sind jedoch die Zähigkeitswerte verhältnismäßig niedrig.

Die Aufgabe der Erfindung besteht daher darin, durch geeig neten Zusatz von Legierungsbestandteilen und durch Steuerung der Warmwalzbedingungen ein Stahlblech zu erzeugen, welches eine überragende Kombination an Festigkeit und Formbarkeit bereits im warmgewalzten Zustand besitzt. Die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäß hergestellten Stahlbleches sollen ebenso gut oder sogar besser sein als die der anderen in neuerer Zeit entwickelten Fe-Al-Mn-C-Legierungen, welche eine komplizierte Wärmebehandlung erfahren haben.

Hierzu lehrt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines legierten Stahlblechs mit hoher Festigkeit und starker Verformbarkeit, wobei eine Stahlbramme aus 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis 36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-% Kohlenstoff, wenigstens einem der nachfolgenden Bestandteile, nämlich 0,06 bis 0,50 Gew.-% Titan, 0,02 bis 0,20 Gew.-% Niob, 0,10 bis 0,40 Gew.-% Vanadium sowie im Rest aus Eisen auf eine Temperatur von 1050 bis 1250°C erwärmt, warmgewalzt und aus einer Endwalzentemperatur von 800 bis 100°C mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird, wobei im Zuge des Warmwalzens und anschließenden Abkühlens in einer Astenit matrix kohärent ausgefällte (Fe, Mn, M)₃AlC_x-Karbide mit M für Titan, Vanadium oder Niob gebildet werden.

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 Legierung kontinuierlich warmgewalzt und von der Endwalztemperatur auf Raumtemperatur 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 einer Legierung mit der gleichen chemischen Zusammensetzung nach dem Lösungs glühen, Abschrecken und Altern bei etwa 550°C. (3) Wenn die Legierung 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 Zugfestigkeitsprüfungen zeigten, daß die Fe-Al-Mn-C- Legierungen mit oder ohne Silizium und Nickel in warmgewalztem Zustande keine zufriedenstellende Festigkeit erreichen konnten. Einige chemische Zusammensetzungen dieser Legierungen und ihre mechanischen Eigenschaften in warmgewalztem Zustande sind in Tabelle I, Tabelle II bzw. in den Beispielen zum Vergleich mit denen des erfindungsgemäß hergestellten Stahl bleches aufgeführt.

Um infolgedessen eine überragende Kombination an Festigkeit und Verformbarkeit in warmgewalztem Zustande zu erreichen, sollte das erfindungsgemäße Stahlblech im wesentlichen aus den folgenden Elementen bestehen (angegeben in Gewichts prozenten): 4,5 bis 9,5% 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 Aus gleich besteht aus Eisen. Dabei gibt es zwischen dem Gehalt an Aluminium und Kohlenstoff bestimmte Beziehungen. Wenn der Aluminiumgehalt unter 9,5 Gew.-% beträgt, kann der Kohlenstoffgehalt 1,25 Gew.-% erreichen. Wenn jedoch der Aluminiumgehalt 9,5 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:

Aluminium

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 warm gewalztem Zustand erreichen. Wenn der Aluminiumgehalt zwischen 4,5 und 9,5 Gew.-% beträgt, wird eine bedeutende Menge an (Fe,Mn,M)₃AlC_x-Karbiden zusammenhängend in der Austenit-Matrix ausgefällt, so daß das Stahlblech eine aus gezeichnete Festigkeit zusammen mit einer sehr guten Verform barkeit besitzen kann. Wenn der Aluminiumgehalt über 9,5 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 zunehmendem Aluminiumgehalt zu. Die Bildung von Karbiden an den Korngrenzen ist nicht nur wirkungslos, um die Festig keit zu erhöhen, sondern sie verschlechtert auch die Verform barkeit des warmgewalzten Stahlbleches sehr schnell. Ent sprechend den Versuchsergebnissen der Erfindung sollte der Aluminiumgehalt auf den Bereich von 4,5 bis 9,5 Gew.-% begrenzt werden.

Kohlenstoff

Die Auswirkungen des Gehaltes an Aluminium und Kohlenstoff auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften wurden 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 Stahl-Legierung mit 29,8 Gew.-% Mn, 0,12 Gew.-% Ti, 0,08 Gew.-% Nb, Rest Eisen, wobei der Gehalt an Aluminium und Kohlenstoff von 3,55 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 Bedingung 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.-% Kohlen stoff enthalten. (2) In den Stählen, welche 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium und weniger als etwa 1,25 Gew.-% Kohlen stoff enthalten oder 0,5 bis 10,5 Gew.-% Aluminium und weniger als etwa 1,10 Gew.-% Kohlenstoff, fallen 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 Kohlenstoff gehalte, ohne merkbaren Verlust bei der Verformbarkeit. (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 ent halten, nimmt die Verformbarkeit sehr schnell ab, was durch das Vorhandensein gröberer Karbide an den Korngrenzen ver ursacht 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 über das gesamte Stahlblech.

Mangan

Eine große Menge an Mangan wird zugesetzt, um die austeni tische Struktur zu stabilisieren, was sich auf die Verarbeit barkeit und Verformbarkeit des Stahls günstig auswirkt. Zur Erzielung einer ausgezeichneten Verarbeitbarkeit und Verform barkeit sollte der erfindungsgemäße warmgewalzte Stahl wenigstens etwa 22,0 Gew.-% Mangan enthalten. Wenn der Mangan gehalt jedoch 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.

Titan, Niob und Vanadium

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 M für Titan, Niob und/oder Vanadium steht), welche zusammenhängend in der austenitischen Matrix bei Endwalz temperatur im Stahlblech der Erfindung ausfallen. Während der Kühlung aus der Endwalztemperatur auf Raumtemperatur 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 zeigte 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 betrug etwa 3600 bis 32 000 Å in der Länge und 520 bis 2200 Å in der Breite, wie dies Beispiel 1 zeigt. Die Zugfestigkeits prüfung zeigte, daß das Stahlblech keine zufriedenstellende Festigkeit erreichen konnte.

Wenn das Stahlblech, welches wenigstens einen der Legierungs bestandteile 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 konti nuierlich 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 in warmgewalztem Zustand besitzen kann.

Die Auswirkungen von Titan-, Niob- und/oder Vanadium-Zusätzen auf die mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten Stahl bleches 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. 0,20 bzw. 0,40 Gew.-% erhöht wird.

Aus den vorgenannten Resultaten ergibt sich eindeutig, daß das warmgewalzte Stahlblech gemäß 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

Nickel wird in zahlreichen handelsüblichen legierten Stählen, wie z. B. AISI 4340, in einer Menge von bis zu etwa 1,8 Gew.-% zugesetzt und in einer Menge von bis zu 8,0 Gew.-% in handels üblichen austenitischen rostfreien Stählen, wie z. B. ASTM 304. In den legierten Stählen wird Nickel zugesetzt, um die Kerb zähigkeit durch Absenken der Übergangstemperatur von der Verformbarkeit zur Brüchigkeit zu senken. Bei den austeniti schen, rostfreien Stählen wird ausreichend Nickel zugesetzt, um die 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-PS 3 111 405 berichtet: Es wurden drei legierte Stähle mit der chemischen Zusammen setzung von 10,0 Gew.-% Al, 0,27 Gew.-% C, 33,8 Gew.-% Mn, 2,3 Gew.-% Ni, Rest Eisen bzw. 12,5 Gew.-% Al, 0,30 Gew.-% C, 33,0 Gew.-% Mn, 4,3 Gew.-% Ni, Rest Eisen bzw. 0,3 Gew.-% Al, 0,34 Gew.-% C, 35,4 Gew.-% Mn, 6,4 Gew.-% Ni, Rest Eisen geprüft. Alle drei legierten Stähle sollen 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 ins einzelne gehende Versuche in Bezug auf die Auswirkungen des Nickel zusatzes auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigen schaften durchgeführt. Die Resultate zeigen Fig. 3 und das Beispiel 6. Die chemische Zusammensetzung des untersuchten Stahles war 8,0 Gew.-% Al, 28,5 Gew.-% Mn, 0,90 Gew.-% C, 0,30 Gew.-% Ti, Rest Eisen 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 des warmgewalzten Stahlbleches etwas erhöht. Wenn allerdings der Nickelgehalt über etwa 1,0 Gew.-% beträgt, beginnen sich einige stabförmige Präzipitate in Widmanstätten-Struktur in der austenitischen Matrix auszubilden, was zu einer merkbaren Abnahme der Verformbarkeit führt. Auf Grund der Analysen der Trans missions-Elektronenmikroskopie (TEM) kann bestätigt werden, daß diese stabartigen Präzipitate eine geordnete körper zentrierte kubische Struktur besitzen, welche zum B2-Typ (NiAl) gehört, wie dies Beispiel 6 zeigt. Die Menge der B2-Typ-geordneten 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.

Silizium

Im Rahmen der Erfindung wurden auch die Auswirkungen von Silizium-Zusätzen sowohl auf die Mikrostrukturen als auch die mechanischen Eigenschaften untersucht. Einige Resultate sind in Fig. 4 und im Beispiel 7 dargestellt. Die chemische Zu sammensetzung des untersuchten Stahls war 6,0 Gew.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,16 Gew.-% Nb, Rest Eisen bei unter schiedlichen 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 Verformbarkeit eintritt. Wenn der Siliziumgehalt jedoch ungefähr 1,2 Gew.-% oder darüber erreicht, so nimmt die Verformbarkeit 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 Silizium gehalt auf unter etwa 1,2 Gew.-% begrenzt werden.

Chrom, Molybdän und Wolfram

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 ins 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-, Molyb dän- oder Wolframgehalt etwas zunimmt, ohne daß ein bemerkens werter Abfall in der Verformbarkeit eintritt. Einige grobe Präzipitate beginnen jedoch, sich an den Korn grenzen, 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 bemerkens werte Abnahme in der Verformbarkeit ergibt. Auf Grund der Analysen der Transmissions-Elektronenmikroskopie werden diese Präzipitate als (Fe,Cr)₇C₃-Karbide in Cr-führen den Legierungen, als (Fe,Mo)₆C-Karbide in Mo-führenden Legie rungen 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 an steigendem Chrom-, Molybdän- oder 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 Wolframgehallt 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 Mikro strukturen wie die mechanischen Eigenschaften des warm gewalzten Stahlbleches wurden im Rahmen der Erfindung unter sucht. Nach 2-stündiger 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 kon tinuierlich auf eine abschließende Dicke von 5,0 mm warm gewalzt und dann in Luft von der Endwalztemperatur auf Raum temperatur gekühlt. Die Endwalztemperatur wurde derart gesteuert, daß sie zwischen 800 und 1000°C lag. Die Resultate zeigten, daß, wenn die Endwalztemperatur zwischen 920 und 1000°C lag, die (Fe,Mn,M)₃AlC_x-Karbide zusammenhängend in der Austenit-Matrix ausfielen. 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)₃AlC_x-Karbiden wurde an den Dislokationszellen gebildet. Auf Grund der Ausbildung der Dislokations-Zellen-Substruktur und der Ausfällung von winzigen (Fe,Mn,M)₃AlC_x-Karbiden ergab sich eine bemerkens werte Steigerung der Festigkeit des warmgewalzten Stahlbleches ohne bemerkenswerte Abnahme in der Verformbarkeit, wie das Beispiel 5 und Tabelle II zeigen.

Um die Vortrefflichkeit der vorliegenden Erfindung zu demon strieren, ist außerdem ein Teil der chemischen Zusammen setzungen 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 handels üblicher warmgewalzter Stahlbleche und weiterer bekannter Fe-Al-Mn-C-Legierungen aufgeführt. Die dargestellten Resultate sollen lediglich die Merkmale der erfindungsgemäß hergestellten, warmgewalzten Stahlbleche darlegen, sie sollen jedoch nicht den Umfang der vorliegenden Erfindung festlegen.

Tabelle I

Die chemische Zusammensetzung von erfindungsgemäß hergestellten sowie von zum Vergleich verwendeten Stahlproben (Gew.-%)

Kurze Beschreibung der Tabelle I

(1) Nr. 1 bis Nr. 43 zeigen die chemischen Zusammensetzungen der erfindungsgemäß hergestellten Stahlproben;
(2) Nr. 44 bis Nr. 53 zeigen die chemischen Zusammensetzungen der für den Vergleich verwendeten Stahlproben;
(3) Nr. 54 und 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 Druck schrift "Low Temperature Mechanical Behavior of Micro alloyed 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 chemischen Zusammensetzungen der zum Vergleich verwendeten Stähle. (Zwei handels übliche Fe-Ni-Cr-Mo-legierten Stahlbleche entsprechend der Druckschrift "The Making, Shaping and Treating of Steel" veröffentlicht von United States Steel, 9th edi tion S. 1141-1142.)

Tabelle II

Die mechanischen Eigenschaften von erfindungsgemäßen und von zum Vergleich verwendeten Stahlproben

Kurze Beschreibung der Tabelle II

(1) Nr. 1 bis Nr. 43 zeigen die mechanischen Eigenschaften der Stahlproben der Erfindung. ("*" bezeichnet die Endwalz temperatur 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 Druck schrift "The Making, Shaping and Treating of Steel" ver öffentlicht von United States Steel, 9th edition S. 1141-1142). Die mechanischen Eigenschaften werden erhalten, wenn die Stähle austenisiert, anschließend abgeschreckt und dann bei etwa 565°C getempert werden.

Von den beiliegenden Zeichnungen zeigt

Fig. 1 die Auswirkungen der Aluminium- und Kohlenstoffgehalte auf die (a) Dehngrenze, (b) die Dehnung der Fe-Mn-Ti-Nb-Al-C- Legierung mit 29,8 Gew.-% Mn, 0,12 Gew.-% Ti und 0,08 Gew.-% Nb;

Fig. 2 die Auswirkungen von Titan, Niob oder Vanadium auf die Dehngrenze der Fe-Al-Mn-C-X-Legierung mit 7,0 Gew.-% Al, 26,0 Gew.-% Mn und 0,60 Gew.-% C, wobei X für Titan, Niob oder Vanadium steht;

Fig. 3 die Auswirkungen des Nickelgehalts auf die Dehngrenze und die Dehnung der Fe-Al-Mn-C-Ti-Ni-Legierung mit 8,0 Gew.-% Al, 28,5 Gew.-% Mn, 0,90 Gew.-% C und 0,30 Gew.-% Ti;

Fig. 4 die Auswirkungen des Siliziumgehaltes auf die Dehngrenze und Dehnung der Fe-Al-Mn-C-Nb-Si-Legierung mit 6,0 Gew.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,12 Gew.-% Nb;

Fig. 5 TEM-Mikrografien der erfindungsgemäß hergestellten Stahlproben 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), (11), (12) und (23) (Matrix: hkl, (Fe,Mn,M)₃AlC_x:hkl)], (g) Dunkelfeldmikro grafie;

Fig. 6 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zum Vergleich ver wendeten Stahlprobe Nr. 44 [die Stahlprobe wurde kon tinuierlich ab 1200°C warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt];

Fig. 7 TEM-Mikrografie 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 erfindungsgemäß hergestellten Stahl probe Nr. 6 [der helle Pfeil ist der Diffraktionsspot der Präzipitate], (c) das ausgewählte Flächendiffrak tionsbild 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 Endwalztempe ratur 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 ab gekühlt];

Fig. 10 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der erfindungsgemäß hergestellten Stahlprobe Nr. 4 [die Stahlprobe wurde kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztempe ratur von 920°C auf Raumtemperatur abgekühlt];

Fig. 11 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichs zwecken verwendeten Stahlprobe Nr. 47 [die Stahlprobe wurde kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtempe ratur abgekühlt], (a) die Mikrostruktur im austeni tischen Korn, (b) das Vorhandensein von groben (Fe,Mn)₃AlC_x-Karbiden an den austenitischen Korn grenzen [die mit einem Pfeil markierten Teilchen sind die Karbide an den Korngrenzen];

Fig. 12 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der erfindungsgemäß hergestellten Stahlprobe Nr. 5 [die Stahlprobe wurde kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztempe ratur 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 ab gekühlt];

Fig. 14 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken verwendeten Stahlprobe Nr. 46 [die Stahlprobe wurde kontinuierlich warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur ab gekühlt];

Fig. 15 TEM-Mikrografien der erfindungsgemäß hergestellten Stahlprobe Nr. 20 [die Stahlprobe wurde kontinuierlich bei 1200°C warmgewalzt und dann mit Luft aus der Endwalztempe ratur von 830°C auf Raumtemperatur abgekühlt], (a) und (b) die Hellfeld-TEM-Mikrografien wurden von der gleichen Fläche bei verschiedener Vergrößerung aufgenommen, (c) eine Dunkelfeld-TEM-Mikrografie der gleichen Fläche wie in Fig. 15 (b);

Fig. 16 Mikrografien der Fe-Al-Mn-C-Ti-Ni-Legierung mit 8,0 Gew.-% Al, 28,5 Gew.-% Mn, 0,90 Gew.-% C, 0,30 Gew.-% Ti, 4,0 Gew.-% Ni nach kontinuierlichem Warmwalzen ab 1200°C und an schließender Luftkühlung aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur, (a) eine optische Mikro grafie, (b) eine Hellfeld-TEM-Mikrografie, (c) bis (d) ausgewählte Flächendiffraktionsbilder, lediglich von einem stabartigen Präzipitat [die Zonenachsen sind (001) bzw. (011).];

Fig. 17 optische Mikrografiien der Fe-Al-Mn-C-Nb-Si-Legierung mit 6,0 Gew.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,12 Gew.-% Nb in warmgewalztem Zustand, (a) 1,2 Gew.-% Si, (b) 1,4 Gew.-% Si, (c) 1,8 Gew.-% Si und (d) 2,0 Gew.-% Si;

Fig. 18 TEM-Mikrografie der Fe-Al-Mn-C-Nb-Si-Legierung mit 6,0 Gew.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,12 Gew.-% Nb, 1,4 Gew.-% Si in warmgewalztem Zustand, (a) eine Hellfeld- TEM-Mikrografie, (b) bis (c) ausgewählte Flächendif fraktionsbilder einer in Fig. 18 (a) gezeigten Fläche, (d) bis (e) Dunkelfeld-TEM-Mikrografien durch Ver wendung von DO₃-Reflektionen (111) bzw. (200) (Matrix: hkl, DO₃ : hkl);

Fig. 19 TEM-Mikrografien der Fe-Al-Mn-C-Ti-Mo-Legierung mit 6,20 Gew.-% Al, 31,3 Gew.-% Mn, 0,77 Gew.-% C, 0,28 Gew.-% Ti, 1,0 Gew.-% Mo in warmgewalztem Zustand, (a) eine Hellfeld- TEM-Mikrografie, (b) ein ausgewähltes Flächendiffrak tionsbild eines (Fe,Mo)₆C-Karbides und der es umgeben den Austenit-Matrix [die Zonenachsen der Austenit- Matrix bzw. des Karbides sind (011) bzw. (011) (Matrix:hkl, (Fe,Mo)₆C : hkl)];

Fig. 20 eine Hellfeld-TEM-Mikrografie der zu Vergleichszwecken verwendeten Stahlprobe Nr. 51 [die Stahlprobe war kon tinuierlich warmgewalzt ab 1200°C und dann aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raumtemperatur mit Luft abgekühlt];

Fig. 21 TEM-Mikrografien der Fe-Al-Mn-C-Ti-W-Legierung in warmgewalztem Zustand mit 6,22 Gew.-% Al, 29,66 Gew.-% Mn, 0,81 Gew.-% C, 0,42 Gew.-% Ti, 1,0 Gew.-% W, (a) eine Hell feld-TEM-Mikrografie, (b) ein ausgewähltes Flächen diffraktionsbild eines (Fe,W)₆C-Karbides und der es umgebenden Austenit-Matrix [die Zonenachsen der Austenit-Matrix bzw. der (Fe,W)₆-C-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 kon tinuierlich 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 Endwalztempe ratur von 920°C auf Raumtemperatur mit Luft abgekühlt], (a) eine Hellfeld-TEM-Mikrografie, (b) bis (d) aus gewählte Flächendiffraktionsbilder eines Cr₇C₃-Karbids [die Zonenachse sind (110) bzw. (116) bzw. (11)].

Beispiel 1

Dieses Beispiel soll zeigen, daß bei der Endwalztemperatur sich bereits extrem feine (Fe,Mn,M)₃AlC_x-Karbide homogen innerhalb der Austenit-Matrix des erfindungsgemäß hergestellen Stahl bleches verteilt haben. Während der Luftkühlung aus der End walztemperatur auf Raumtemperatur wirken diese bereits vor handenen 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 erfindungsgemäß hergestellte Stahlblech eine ausgezeichnete Zugfestigkeit zusammen mit einer starken Ver formbarkeit in 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 Zusammen setzung der Stahlprobe Nr. 44 ist der Stahlprobe von Nr. 6 gleich mit Ausnahme dessen, daß sie kein Titan und Chrom enthält. Zwei Stahlbarren mit den chemischen Zusammensetzungen der Nr. 6 und Nr. 44 wurden in einem Hochfrequenz-Induktions ofen 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 end gültige Dicke von 5,0 mm warmgewalzt und dann aus der Endwalz temperatur 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. 6 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 Präzi pitate zeigen die Fig. 5(b) bis 5(f). Die Zonenachsen der Austenit-Matrix sind jeweil (001), (011), (11), (12) und (23). Zusätzlich zu den der Austenit-Matrix entsprechenden Spots bestehen die Diffraktionsbilder auch aus kleinen Über struktur-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 von etwa 100-300 Å. Das Resultat der Zugfestig keitsprüfung zeigt, daß die Endfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung der Stahlprobe Nr. 6 in warmgewaltztem Zustand jeweils 1268 N/mm², 1234 N/mm² 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 Ab messung der Karbide beträgt hier 3600-32 000 Å in der Länge und 520-2200 Å in der Breite. Das Resultat der Festigkeits prüfung zeigt, daß die Endfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung der Stahlprobe Nr. 44 in warmgewalztem Zustand jeweils 848 N/mm², 614 N/mm² bzw. 27,8% betrugen.

Außerdem wurden, um ein weiteres Material der Erfindung zu demonstrieren, zwei Stahlbarren mit den gleichen chemischen Zusammensetzungen wie die Stahlproben Nr. 6 und Nr. 44 kon tinuierlich ab 1200°C warmgewalzt 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 Präzi pitaten. Dies bedeutet, daß in der Stahlprobe Nr. 44 bei der Endwalztemperatur keine Präzipite gebildet worden sind.

Aufgrund dieser Beobachtungen und Analysen darf angegenommen 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 Kerne für nachwachsende Präzipitate. Die ent stehenden Karbide sind nicht nur feiner, 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 bevor zugten Orientierungen aufweisen. Dies zeigt eindeutig, warum das erfindungsgemäße hergestellte Stahlblech eine wesentlich bessere Zug festigkeit zusammen mit einer höheren Verformbarkeit besitzt. Dies ist ein sehr wichtiges Merkmal der vor liegenden Erfindung.

Beispiel 2

Dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Aluminiumgehaltes auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften auf zeigen. Zwei Probestähle mit den jeweiligen chemischen Zu sammensetzungen der in Tabelle I aufgeführen 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 Endwalz temperatur 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. Aus diesem Beispiel und der Fig. 1 kann ge schlossen werden, daß zur Erzielung einer zufriedenstellenden Festigkeit in warmgewalztem Zustand das Stahlblech mehr als 4,5 Gew.-% Aluminium enthalten sollte.

Beispiel 3

Auch dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Aluminium gehaltes auf die Mikrostrukuren und mechanischen Eigen schaften 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 Stahl proben Nr. 4 und Nr. 47 nach kontinuierlichem Warmwalzen und Luftkühlung aus der Endwalztemperatur von 920°C auf Raum temperatur. In diesen beiden Mikrografien ist zu sehen, daß, wenn der Aluminiumgehalt 5,0 Gew.-% und der Kohlen stoffgehalt 1,10 Gew.-% beträgt, die in der Austenit-Matrix ausgefäll ten 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 Kohlenstoff gehalt auf etwa 1,10 Gew.-% gehalten wird und der Aluminium gehalt 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 Korn grenzen wachsen sehr schnell an. Infolge des Vorhandenseins gröberer Karbide an den Korngrenzen sinkt die Verformbarkeit drastisch.

Beispiel 4

Dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Kohlenstoffgehaltes auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften aufzeigen. Drei Stahlproben mit den chemischen Zusammensetzun gen der in Tabelle I aufgeführten Nr. 5, 45 und 46 wurden hier bei geprüft. Dabei handelt es sich bei der Nr. 5 um eine erfin dungsgemäß hergestellte 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 warm gewalztem Zustand. Aus diesen Mikrografien zeigt sich, daß die Karbide bei der Stahlprobe Nr. 5 nur innerhalb der Austenit- Matrix ausfällten. Einige gröbere Karbide fällten jedoch auch an 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 geschlos sen werden, daß zur Verhinderung der Ausbildung von gröberen Karbiden an den Korngrenzen der Kohlenstoffgehalt auf unter etwa 1,25 Gew.-% begrenzt sein sollte.

Beispiel 5

In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des kontinuierlich gesteuerten Warmwalzens auf das Ausfällen von Karbiden und die mechanischen Eigenschaften aufgezeigt werden. Ein Stahl barren mit der chemischen Zusammensetzung des in Tabelle I unter Nr. 20 aufgeführten Stahls wurde für diese Prüfung her gestellt. 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 Endwalz temperatur mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Endwalz temperatur wurde anstelle der in Tabelle II angegebenen Tem peratur 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-Sub struktur angeordnet sind. Eine Dunkelfeld-TEM-Mikrografie zeigt, daß eine große Menge feiner Karbide an den Disloka tionszellen 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 Dichte viel winzigere Karbide auch innerhalb der Dislokationszellen zusätzlich zu den Karbiden an den Zellen ausfielen. Die Abmessung dieser winzigen Karbide betrug weniger als etwa 50 Å.

Aus vorstehenden Beobachtungen zeigt sich, daß, wenn die End walztemperatur gesenkt wird, winzige Karbide während des Warmwalzens an den Dislokationen auszufallen beginnen 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 ver bleiben. Das Resultat der Zugfestigkeit zeigt, daß die Zerreißfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung der hier behandelten Stahlprobe in warmgewalztem Zustand 1620 n/mm² bzw. 1503 N/mm² bzw. 29,7% betragen. Es zeigt sich daher, daß die Zugfestigkeit der hier behandelten Stahlprobe etwa 165 N/mm² 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 des Dislokationszellen- Substruktur zuzuordnen. Es ist daher ein weiteres wichtiges Merkmal der Erfindung, die Warmwalzbedingungen zu steuern.

Beispiel 6

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.-% Al, 28,5 Gew.-% Mn, 0,90 Gew.-% C, 0,30 Gew.-% Ti, 4,0 Gew.-% Ni, Rest Eisen 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 Zustand, welche das Vorhandensein stäbchen artiger 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 Stahl probe in warmgewalztem Zustand 1296 N/mm² bzw. 1248 N/mm² bzw. 6,5% betragen.

Aufgrund der Analysen der Mikrostrukturen und Fig. 3 ist fest zustellen, daß, wenn der Nickelgehalt unter etwa 0,5 Gew.-% beträgt, keine geordnete B2-Phase innerhalb der Austenit- Matrix in warmgewalztem Stahlblech gebildet war. Die Verform barkeit 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.

Beispiel 7

In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des Silizium gehaltes auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigen schaften aufgezeigt werden. Vier Stahlproben mit den chemi schen Zusammensetzungen von 6,0 Gew.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,20 Gew.-% Nb, Rest Eisen mit unterschiedlichen Mengen an Silizium wurden hierbei geprüft. Die Silizium gehalte, 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 Zustand. 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.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,20 Gew.-% Nb, 1,40 Gew.-% 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 Diffraktions bilder 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 Fe-Al-Mn-C-Nb-Si-Legierung mit 6,0 Gew.-% Al, 25,0 Gew.-% Mn, 0,75 Gew.-% C, 0,25 Gew.-% Nb sind in Fig. 4 dar gestellt. Es ist zu sehen, daß, wenn der Siliziumgehalt weniger als etwa 1,0 Gew.-% beträgt, die Dehngrenze mit zu nehmendem Siliziumgehalt ansteigt, ohne daß ein bemerkens werter 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.

Beispiel 8

In diesem Beispiel sollen die Auswirkungen des Molybdän gehaltes auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigen schaften aufgezeigt werden. Zwei Stahlproben mit 6,20 Gew.-% Al, 31,3 Gew.-% Mn, 0,77 Gew.-% C, 0,28 Gew.-% Ti, 1,0 bzw. 4,5 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen 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 kon tinuierlichem Warmwalzen ab 1200°C und anschließender Luft kühlung 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 aus gewählte 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.-% Al, 31,1 Gew.-% Mn, 0,79 Gew.-% C, 0,30 Gew.-% Ti, 4,48 Gew.-% 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 Aus fällung dieser groben (Fe,Mo)₆C-Karbide keine merkbare Ver besserung 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.

Beispiel 9

Dieses Beispiel soll die Auswirkungen des Wolframgehaltes auf die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften aufzeigen. Zwei Stahlproben mit 6,22 Gew.-% Al, 29,6 Gew.-% Mn, 0,81 Gew.-% C, 0,42 Gew.-% Ti sowie etwa 1,0 bis 3,0 Gew.-% Wolfram, Rest Eisen wurden hier untersucht. Die chemischen Zusammen setzungen 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=11,978 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 Wolfram gehalt weniger als etwa 0,5 Gew.-% beträgt, keine (Fe,W)₆C- Karbide in der Austenit-Matrix im warmgewalzten 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.

Beispiel 10

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 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 Diffraktions bilder 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. 54 wesent lich schlechter ist als die der Stahlprobe Nr. 37, was durch die Bildung grober Cr₇C₃-Karbide verursacht wird.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines legierten Stahlblechs mit hoher Festigkeit und starker Verformbarkeit, wobei eine Stahlbramme aus 4,5 bis 9,5 Gew.-% Aluminium, 22,0 bis 36,0 Gew.-% Mangan, 0,40 bis 1,25 Gew.-% Kohlenstoff, wenigstens einem der nachfolgenden Bestandteile, nämlich 0,06 bis 0,50 Gew.-% Titan, 0,02 bis 0,20 Gew.-% Niob, 0,10 bis 0,40 Gew.-% Vanadium sowie im Rest aus Eisen auf eine Temperatur von 1050 bis 1250°C erwärmt, warmgewalzt und aus einer Endwalztempera tur von 800 bis 1000°C mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird, wobei im Zuge des Warmwalzens und anschließenden Abkühlens in einer Austenitmatrix kohärent ausgefällt (Fe, Mn,M)₃AlC_x-Karbide mit M für Titan, Vanadium oder Niob gebildet werden.