DE2749017A1 - Stahl mit niedrigem kohlenstoffgehalt - Google Patents
Stahl mit niedrigem kohlenstoffgehaltInfo
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Description
λ POSTFACH 246
* 2. November 1977
77-R-2937
United States Energy Research And Development Administration, Washington, D.C. 20545, V.St.A.
Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt
Die Erfindung bezieht sich auf einen Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt
und mit hoher Festigkeit sowie hoher Ziehfähigkeit. Der erfindungsgemäße Stahl kennzeichnet sich durch eine
Duplex-Ferrit-Martensit-Struktur in einer Faser-Morphologie.
Stahl mit hoher Festigkeit ist im allgemeinen für Anwendungsfälle vorgesehen, wo Gewichtseinsparungen erreicht werden können
durch die höhere Festigkeit und bessere Dauerhaftigkeit des Stahls. Damit Stähle mit -hoher Festigkeit als kommerzielle
Materialien interessant sind, müssen sie eine hinreichende Ziehfähigkeit und Formfähigkeit besitzen, damit sie durch die
üblichen Fabrikationsverfahren herstellbar sind. Die zwei verwendeten
Hauptverfahren zur Herstellung von Stählen mit hoher Festigkeit und entsprechender Ziehfähigkeit beruhen auf einer
sorgfältigen Auswahl der Legierungselemente und einer fachmännischen Manipulation der thermischen und/oder mechanischen Verarbeitung.
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TELEFON (089) 298527 TELEGRAMM: PATUkW MÖNCHEN TELEX: 5-22039 patw d
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Eine spezielle Gruppe von Stählen mit einer chemischen Zusammensetzung,
die speziell entwickelt wurde, um höhere mechanische Eigenschaftswerte zu erhalten, sind die hochfesten niederlegierten
(high-strength low-alloy = HSLA) Stähle. Diese Stähle enthalten Kohlenstoff als ein Verstärkungs- oder Verfestigungselement,
und zwar in einer Menge, die konsistent ist mit der Schweißfähigkeit und Ziehfähigkeit. Verschiedene Pegel und Arten relativ
teurer Legierungscarbidbildner oder -former werden hinzugefügt, um mechanische Eigenschaften zu erreichen, welche diese Stähle charakterisieren.
Kürzlich wurde erkannt, daß eine faserartige Martensit/Ferrit-Mischung
eine Mikrostrukturart ist, die eine zweckmäßige Kombination mechanischer Eigenschaften besitzt. Das bekannte Verfahren
zur Entwicklung einer solchen MikroStruktur verwendete jedoch sowohl thermische als auch mechanische Behandlung. Derartige Verarbeitungsverfahren
sind beispielsweise in U.S. Patenten 3 423 und 3 502 514 sowie Brit. Patent 1 091 942 beschrieben.
Es besteht ein Bedürfnis nach einem eine hohe Festigkeit und hohe Ziehfähigkeit besitzenden Stahl mit einer relativ einfachen Zusammensetzung,
wobei der Stahl eine relativ einfache Verarbeitung erforderlich macht.
Die Erfindung sieht einen eine hohe Festigkeit aufweisenden, einen
niedrigen Kohlenstoffgehalt enthaltenden Stahl vor, der von 1 bis ungefähr 3 Gewichtsprozent Silicium enthält. Insbesondere ist der
erfindungsgemäße einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisende Stahl gekennzeichnet durch eine Duplex-Ferrit-Martensit-Mikrostruktur
in einer Faser-Morphologie. Diese MikroStruktur wird durch einfache Wärmebehandlung entwickelt und umfaßt eine anfängliche
Austenitisierungsbehandlung, gefolgt von einem Anlassen im («. + γ )-Bereich mit dazwischen vorgesehener Abkühlung (quenching).
Die Erfindung hat sich zum Ziel gesetzt, einen verbesserten Stahl vorzusehen, der einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und eine hohe
Festigkeit besitzt. Die Erfindung sieht ferner einen eine hohe Festigkeit besitzenden Nieder-Kohlenstoff-Stahl vor, der eine ge-
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steuerte Martensit-Ferrit-Mikrostruktur aufweist, die ihrerseits einen großen Bereich an Festigkeits- und Ziehfähigkeits-Kombinationen
bietet. Die Erfindung sieht ferner einen eine hohe Festigkeit aufweisenden Nieder-Kohlenstoff-Stahl vor, der im wesentlichen
allein durch einfache Wärmebehandlung hergestellt werden kann.
Weitere Vorteile, Ziele und Einzelheiten der Erfindung ergeben
sich insbesondere aus den Ansprüchen sowie aus der Beschreibung von Ausführungsbeispielen anhand der Zeichnung; in der Zeichnung
zeigt:
Fig. 1a den Fe-reichen Teil des Fe-C-Phasendiagramms;
Fig. 1b den Fe-reichen Teil des 2,4 Gewichtsprozent Si-Abschnitts des Fe-Si-C-Phasendiagramms;
Wärmebehandlung zur Erzeugung faserartigen (fibrous) Martensits im Fe-O,1C-2Si-Stahl;
Fig. 3a eine optische Mikrographie, welche die nadeiförmige
Duplex-Niktrostruktur zeigt, die in der Fe-0,1C-2Si-Legierung entwickelt wurde;
Fig. 3b eine Transmissionselektronen-Mikrographie, welche
eine vergrößerte Ansicht der einzelnen Nadeln in 3a zeigt, umgeben von versetztem Ferrit;
Fig. 4 eine graphische Darstellung der Zugeigenschaften von Fe-O,1C-2Si-Stahl verglichen mit anderen
Fe-0,1OX-Legierungen, wobei X veränderliche Mengen von Cr und Si sind und mit Van 80 (einem im Handel
verfügbaren Stahl), kommerziellem 1010-Stahl und
einem modifizierten 1010-Stahl;
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Fig. 5 eine graphische Darstellung der Zugeigenschaften von Fe-O,1C-2Si-Stahl, verglichen mit den Eigenschaften
ausgewählter kommerzieller HSLA-Stähle.
Allgemein handelt es sich bei dem erfindungsgemäßen eine hohe
Festigkeit und hohe Ziehfähigkeit sowie einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisenden Stahl um einen Stahl, der neben Eisen
folgende Bestandteile enthält: Von ungefähr 0,05 bis ungefähr 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und von ungefähr 1 bis ungefähr
3 Gewichtsprozent Silicium. Vorzugsweise liegt die vorhandene Kohlenstoffmenge in der Größenordnung von ungefähr 0,1 Gewichtsprozent
und die vorhandene Siliciummenge liegt in der Größenordnung von ungefähr 2 Gewichtsprozent.
Der erfindungsgemäße Stahl ist charakterisiert durch eine einzigartige
MikroStruktur, die ein feiner isotroper acicularer (nadeiförmiger) Martensit in einer duktilen Ferritmatrix ist, und zwar
infolge einer Kombination einer im folgenden beschriebenen Wärmebehandlung sowie infolge des Vorhandenseins von Silicium
in der oben angegebenen Menge. Gemäß der Theorie der diskontinuierlichen Faserzusammensetzung maximiert diese einzigartige
MikroStruktur das Ziehfähigkeits-Potential der weichen Ferritphase und nutzt ebenfalls vollständig die feste Martensit-Phase
aus als einen lasttragenden Bestandteil in der Duplex-Mikrostruktur.
Vorzugsweise besteht der erfindungsgemäße Stahl im wesentlichen aus Eisen, Kohlenstoff und Silicium. Spurenmengen bis zu einer
kombinierten Gesamtmenge von ungefähr 0,5 bis 1 Gewichtsprozent anderer üblicher Legierungselemente können vorhanden sein, vorausgesetzt,
daß diese Additive die MikroStruktur und somit die mechanischen Eigenschaften des Stahls nicht in signifikanter
Weise ändern. Insbesondere können kleinere Manganmengen in der Größenordnung von ungefähr 0,5 Gewichtsprozent vorhanden sein.
Faktoren, welche die Eigenschaften des KohlenstoffStahls bestimmen,
sind in erster Linie dessen Kohlenstoffgehalt und die Mikrostruktur
und sekundär die Restlegierung. Die MikroStruktur wird
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größtenteils durch die Zusammensetzung und die Endoperationen oder Bearbeitungen bestimmt, wie beispielsweise Walzen, Schmieden
und/oder Wärmebehandlungs-Operationen. Normalerweise ist Stahl in seinem "wie erhalten"-Zustand (gegossen, gewalzt oder
geschmiedet) vorherrschend perlitisch. Die weitere Verarbeitung
ist erforderlich, um spezielle mikrostrukturelle Änderungen für spezielle Kombinationen von Eigenschaften zu entwickeln.
Wie bereits oben erwähnt, wird die einzigartige MikroStruktur des erfindungsgemäßen einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisenden
Stahls, die verantwortlich ist für die hohe Festigkeit und hohe Ziehfähigkeit, entwickelt durch eine Kombination von
Wärmeverarbeitung und dem oben angegebenen Siliciumgehalt. Die Wärmebehandlung umfaßt einfach eine anfängliche Austenitisierungsbehandlung,
d.h. die Erhitzung auf eine Temperatur T1 oberhalb
der kritischen Temperatur A3, bei welcher sich Austenit
für eine Zeitperiode entwickelt, die ausreicht, um den Stahl im wesentlichen vollständig zu austenitisieren, worauf dann eine
Abkühlung erfolgt, um den Austenit in Martensit umzuwandeln, und worauf dann ein Anlassen (Glühen) auf eine Temperatur T2 in
den (λ + γ)-Bereich erfolgt. Durch Halten in dem Zweiphasenbereich
erreichen die «-und γ -Phasen die Zusammensetzung oder
Komposition,angegeben durch die Verbindungslinie, entsprechend der Haltetemperatur. Die Legierung besteht dann aus einem
einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisenden Ferrit und einem einen höheren Kohlenstoffgehalt aufweisenden Austenit. Nach einer
Endabkühlung transformiert der Austenit in Martensit (festePhase) und der Weichphasen-Ferrit wird stark versetzt infolge der γ —»
Martensit-Transformationsbeanspruchung. Dieses Merkmal zeigt sich nur durch die Transmissionselektronen-Mikroskopie. Das Ergebnis
ist eine feste oder starke Martensitphase in einer ziehfähigen Ferritmatrix. Während des Abkühlens aus dem Zweiphasen(<x + χ)-Bereich
wird die unerwünschte Carbidbildung in der unmittelbaren Nachbarschaft von «./vor γ -Grenzen infolge der niedrigen Härtbarkeit
wegen der einzigartigen Rolle des Si verhindert.
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Die Sprödphasencarbide, die in anderen Duplex-Fe-O,1C-X-Legierungen
vorhanden sind/ sind unerwünscht, weil gemäß der Theorie der diskontinuierlichen Faserzusammensetzung die Festigung
durch Scherwirkung längs der ot/Martensit-Grenz flächen auftritt
und die Maximalbeanspruchungskonzentration tritt nahe den Grenzflächen
derart auf, daß ein Riß in einer dieser Sprödphasencarbide während der frühen Stufe der Deformation einen vorzeitigen
Ausfall der Duplex-Strukturen hervorrufen kann.
Der Anteil des in dem Endprodukt vorhandenen Martensits kann gesteuert
werden durch die Anlaßtemperatur in dem (*+ Y)-Bereich und somit kann ein großer Bereich an Festigkeits- und Dehnungsziehfähigkeits-Kombinationen
erhalten werden (vgl. Fig. 4), wobei der bevorzugte Bereich für optimale Eigenschaften 20 bis
50 Volumenprozent Martensit ist.
Die oben beschriebene Wärmebehandlung ist unter Bezugnahme auf Fig. 1b besser zu verstehen, nämlich den Fe-reichem Teil des
Phasendiagramms des Fe-Si-C-Systems, welches speziell 2,4 Gewichtsprozent
Silcium enthält. In Fig. 1b liegt der mit T.. bezeichnete
Bezugspunkt oberhalb der kritischen Temperatur A3 derart,
daß die Erwärmung einer Fe-O,1C-2,4Si-Legierung auf Temperatur T1 den Stahl vollständig austenitisiert. Nach dem Abkühlen
kann der Stahl sodann bei der Temperatur T- angelassen werden, die im (<λ+Ύ )-Bereich liegt. Die Verbindungslinie entsprechend
zu T„ gibt die Zusammensetzungen an, die erhalten werden durch
die « - und f-Phasen infolge des Anlaßverfahrens.
Im allgemeinen wird für den erfindungsgemäßen Duplex-Stahl,
der Kohlenstoff und Silicium in den oben angegebenen Mengen enthält, die anfängliche Austenitisierung durch Erhitzen der Stahlzusammensetzung
auf eine Temperatur T1 im Bereich von ungefähr
1050 bis 1170°C für eine Periode von ungefähr 10 bis 60 Minuten erreicht. Nach einer darauffolgenden schnellen Abkühlung auf Raumtemperatur
wird das Anlassen durchgeführt durch Erhitzung der Zusammensetzung auf eine Temperatur T- im Bereich von ungefähr 800
bis 1000°c für eine Periode von ungefähr 3 bis 30 Minuten. Der
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Anlaßbehandlung folgt dann eine schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur.
Im folgenden sei ein die Erfindung veranschaulichendes Beispiel angegeben.
Beispiel. Eine Stahlzusammensetzung, die im wesentlichen aus Eisen,
2 Gewichtsprozent Silicium und 0,065 Gewichtsprozent Kohlenstoff (durch die Kohlenstoffanalyse bestimmt) bestand, wurde durch die
schematisch in Fig. 2 dargestellte Wärmebehandlung verarbeitet. Die Zusammensetzung wurde - vgl. dazu Fig. 2 - zuerst auf eine
Temperatur von ungefähr 11000C ungefähr 30 Minuten lang erhitzt,
um die Zusammensetzung in die Austenitphase zu transformieren. Sodann wurde die Legierung schnell durch Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt, um im wesentlichen 100% Martensit zu erzeugen. Die
Zusammensetzung wurde dann auf ungefähr 9000C erwärmt und auf dieser
Temperatur ungefähr 20 Minuten lang gehalten, worauf dann eine endgültige Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgte. Das Endprodukt
enthielt 30 bis 40% Martensit. Die MikroStruktur des Produktes war ein feiner isotroper acicularer (nadeiförmiger) Martensit in einer
duktilen, d.h. ziehfähigen Ferritmatrix, wie dies durch die Fotografien
der Fig. 3a und 3b dargestellt ist. Wie in der Technik üblich, ist die prozentuale Kohlenstoffmenge im Stahl normalerweise
abgerundet; somit wird der sich ergebende Stahl als Fe-O,1C-2Si-Stahl
bezeichnet.
Die Zugeigenschaften des sich ergebenden Stahls wurden bestimmt
und sind in Fig. 4 und 5 dargestellt.
Fig. 4 zeigt graphisch die schließlich erreichte Zugfestigkeit (0utg) und die Fließfestigkeit (Streckgrenze) Co) des oben erhaltenen
Stahls, und zwar verglichen mit anderen ferritischen martensitischen Fe-C-X-Stählen, wobei X Cr oder Si ist, und zwar
erfolgt der Vergleich mit Fe-O,O6C-O,5Cr, Fe-O,O7C-2Cr,
Fe-O,O73C-4Cr und Fe-O,O75C-O,5Si. Ebenfalls aus Gründen des Vergleichs
sind die Zugeigenschaften von Van 80, einem kommerziellen HSLA-Stahl der Fa. Jones and Laughlin Steel Company, sowie
von 1010Koo dargestellt, wobei es sich im letztgenannten Fall um
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einen kommerziellen 1010-Stahl handelt, der durch die oben beschriebene
Wärmebehandlung modifiziert ist/ aber ohne Hinzufügung von Silicium (J-Y Koo und G. Thomas, Materials Science
and Engineering, 24, 187, 1976). Wie durch den mit "kommerziell 1010" bezeichneten Pfeil angedeutet, liegen die Zugeigenschaften
des kommerziellen 1010-Stahls unterhalb der Grenzen der graphischen
Darstellung.
Fig. 5 zeigt graphisch die Zugeigenschaften des oben erhaltenen
Stahls (als "Duplex 2% Si-Stahl" bezeichnet), und zwar im Vergleich
mit den Eigenschaften ausgewählter kommerzieller HSLA-Stähle, nämlich Van 50, Van 60 und Van 80 (hergestellt von der
Fa. Jones and Laughlin Steel Company) und Republic HSLA-Stähle und einen kommerziellen Ni-Cu-Ti-Stahl.
Man ersieht aus den Fig. 4 und 5, daß der erfindungsgemäße
2% Si-Duplex-Stahl überlegene Festigkeits- und Dehnungsziehfähigkeits-Kombinationen
als die anderen dargestellten Stähle zeigt. Diese Kombination von Eigenschaften war besser als die
von Van 80, einem Stahl, der als einer der besten verfügbaren HSLA-Stähle betrachtet wird. Insbesondere ist die sehr hohe
schließliche Zugfestigkeit des 2% Si-Duplex-Stahles für industrielle
Zwecke außerordentlich attraktiv wegen der guten gleichförmigen Verformbarkeit.
Im Hinblick auf den Erhalt zweckmäßiger makro- und mikrostruktureller
Merkmale, die ihrerseits erwünschte mechanische Eigenschaften erzeugen, hat das Vorhandensein von Silicium einen
einzigartigen günstigen Einfluß auf die Erzeugung der ferritischen-martensitischen
Struktur. Silicium hat ferner folgende praktische Vorteile: 1) Silicium ist eines der Legierungselemente,
welches bei Hinzufügung zum Fe-C-System (vgl. das Phasendiagramm der Fig. 1b mit dem Phasendiagramm der Fig. 1a) den
(λ +T)-Bereich öffnet derart, daß ein großer Temperaturbereich
für den zweiten Teil der Wärmebehandlung verfügbar ist, wodurch die Wiederholbarkeit der Ergebnisse sichergestellt wird. 2) Die
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Grundvorteile des Siliciums als ein Legierungselement bestehen
darin, daß es billig und ohne weiteres verfügbar ist. 3) Silicium ist ein außerordentlich effektiver Fest-Lösungs-Verfestiger.
Die mit dem erfindungsgemäßen Stahl erreichten mechanischen Eigenschaften
übersteigen die industriellen Ziele für HSLA-Stähle (Gesamtdehnungserfordernis 18% oder mehr, 2% Versetzung - 68 ksi
und Endfestigkeit - 80 ksi), ohne daß die Notwendigkeit normaler Temper-Praxis erforderlich ist.
Der erfindungsgemäße Duplex-Stahl hat besondere Vorteile für die
Automobil- und Pipeline-Industrie. Eine Schätzung der Gewichtsund Brennstoff-Einsparungen kann erfolgen basierend auf den Daten
folgenden Artikels: D. G. Younger, Manager, Advanced Safety Car Department, Ford Motor Company, Lavonia, Michigan, U.S.A.
Die Bereiche der Gewichtseinsparungen erhalten durch Einsatz von HSLA-Stählen für die derzeitigen 30 000 psi (engl. Pfund pro
Quadratzoll)-Streckgrenzenstähle sind in Tabelle 1 angegeben.
Tabelle 1
Gewichtseinsparungs-Potential von HSLA-Stählen
Gewichtseinsparungs-Potential von HSLA-Stählen
Streckgrenze Bereich möglicher Gewichtseinsparungen(%)
50 000 psi 22,5 bis 40
60 0OO psi 29 bis 50
70 OOO psi 34 bis 57,1
80 0OO psi 38,8 bis 62,5
Tabelle 2 zeigt annähernd den direkten Wert einer 100 engl. Pfund Gewichtsreduktion hinsichtlich Brennstoffverbrauch und Leistungsfähigkeit.
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Tabelle 2
Auswirkung von 100 engl. Pfund Gewichtsreduktion
Kleinwagen Große Wagen bzw. Kompaktwagen einschl. sogenannter "Straßenkreuzer"
BrennstoffWirtschaftlichkeitseffekt +0,5 mpg
0 bis 10 Sekunden Leistungsfähigkeiteffekt (größere Beschleunigung
innerhalb der angegebenen Zeit) +14 Fuß
+0,2 mpg + 7 Fuß
mpg = Meilen pro Gallone
Gemäß obigen Artikel gilt folgende Faustregel:Festikeitskritische
Teile bieten ausgezeichnete Gelegenheiten zur Gewichtseinsparung, wobei im Durchschnitt 30% des derzeitigen Gewichts
eingespart werden können, wenn die Freiheit zur Erzeugung neuer Konstruktion zugelassen ist.
Es sei nunmehr ein Kompaktwagen mit einem. Gewicht von 3000 engl. Pfund betrachtet. Aus Tabelle 1 ergibt sich, daß die bei
ΰ »ν 7o 000 psi erreichten Gewichtseinsparungen ungefähr 45%
betragen würden, d.h. 3000 χ 0,45 χ 0,3 * 400 engl. Pfund.
Das heißt also, 400 engl. Pfund Gewichtseinsparung können erreicht werden, wenn die festigkeitskritischen Teile durch
HSLA-Stähle von 70 000 psi Streckgrenze ersetzt werden. Die Auswirkung einer 400 engl. Pfund Gewichtseinsparung auf den
Brennstoffverbrauch kann nicht ohne weiteres unter Verwendung der Tabelle 2 abgeschätzt werden, da der Brennstoffverbrauch
nicht eine lineare Funktion bei einer Gewichtsreduktion oberhalb 100 engl. Pfund ist. Es ist jedoch klar, daß durch die
Verwendung des erfindungsgemäßen Stahles Material-und Brennstoff
einsparungen in der Automobil-Industrie und der Pipeline-Industrie
möglich sind.
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Es sei betont, daß der erfindungsgemäße Silicium enthaltende Duplex-Stahl billig in der Herstellung ist, und zwar sowohl
deshalb, weil das Produktionsverfahren keine mechanische Behandlung wie beispielsweise heißes oder kaltes Walzen erforderlich
macht und weil die Bestandteile des Stahls billig sind, d.h. Kohlenstoff und Silicium im Gegensatz zu beispielsweise
dem teuren Nickel oder Chrom. Vom Standpunkt überlegener Eigenschaften sowie der Einfachheit der Zusammensetzung und der
Wärmebehandlung aus gesehen hat der erfindungsgemäße Silicium enthaltende Duplex-Stahl eine beträchtliche Anwendbarkeitsmöglichkeit.
Die Erfindung ist nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele
beschränkt.
Zusammenfassend sieht somit die Erfindung einen eine hohe Festigkeit
sowie hohe Ziehfähigkeit aufweisenden Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt vor, der im wesentlichen aus Eisen, 0,05 bis
0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und 1 bis 3 Gewichtsprozent Silicium besteht, wobei kleinere Mengen anderer Bestandteile
vorhanden sein können; der Stahl kennzeichnet sich durch eine Duplex-Ferrit-Martensit-Mikrostruktur in einer Faser-Morphologie;
die MikroStruktur wird erzeugt durch Wärmebehandlung, d.h. durch anfängliche Austenitisierungsbehandlung gefolgt vom Anlassen im
(o. + γ)-Bereich mit dazwischen liegendem Abkühlen.
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Claims (7)
1. Stahl, gekennzeichnet durch eine Zusammensetzung, die
im wesentlichen aus Eisen besteht und von ungefähr 0,05 bis ungefähr 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und von ungefähr
1 bis ungefähr 3 Gewichtsprozent Silicium, wobei der Stahl eine Duplex-Ferrit-Martensit-Miktrostruktur in einer Faser-Morphologie
besitzt.
2. Zusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die MikroStruktur erzeugt wird durch ein Verfahren, welches folgende Schritte vorsieht: Erhitzung der Zusammensetzung auf
eine Temperatur (T1) oberhalb der kritischen Temperatur, bei
welcher sich Austenit bildet,für eine Zeitperiode, die zur Austenitisierung des Stahls ausreicht,
Abkühlen der sich ergebenden austenitischen Zusammensetzung zur Transformation des Austenits in Martensit,
Erhitzung der sich ergebenden martensitischen Zusammensetzung auf eine Temperatur (T,) im (χ+ Ύ)-Bereich für eine Zeitperiode
ausreichend zur Transformation des Martensits in eine Mischung von Ferrit und Austenit, und
Abkühlung der sich ergebenden ferritischen-austenitischen Zusammensetzung
zur Transformation des Austenits in Martensit.
3. Zusammensetzung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß T1 im Bereich von ungefähr 1050°C bis ungefähr 1170°C liegt
und daß T2 im Bereich von ungefähr 800°C bis ungefähr 1000°C
liegt.
4. Zusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, das der Siliciumgehalt ungefähr 2 Gewichtsprozent beträgt.
5. Verfahren zur Erzeugung eines eine hohe Festigkeit aufweisenden
sowie eine hohe Ziehfähigkeit besitzenden Stahls, gekennzeichnet durch folgende Schritte: Erhitzung einer Stahlzusammensetzung
aus im wesentlichen Eisen und mit von ungefähr 0,05 bis ungefähr 0,15 Gewichtsprozent Kohlenstoff und von ungefähr
1 bis ungefähr 3 Gewichtsprozent Silicium auf eine Temperatur T1 oberhalb der kritischen Temperatur, bei der sich
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S,
Austenit bildet, für eine Zeitperiode ausreichend zur Austenitisierung
des Stahls,
Abkühlung der sich ergebenden Austenit-Zusammensetzung zur Transformation
des Austenits in Martensit,
Erhitzung der sich ergebenden martensitischen Zusammensetzung auf eine Temperatur T- im (J^+ <j*)-Bereich für eine Zeitperiode
ausreichend zur Transformation des Martensits in eine Mischung von Ferrit und Austenit, und
Abkühlung der sich ergebenden ferritischen-austenitischen Zusammensetzung
zur Transformation des Austenits in Martensit, wodurch eine Duplex-Ferrit-Martensit-Mikrostruktur in einer Faser-Morphologie
entwickelt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß T. im Bereich von ungefähr 1O5O°C bis ungefähr 117O°C liegt und
daß T- im Bereich von ungefähr 8OO°C bis ungefähr 1OOO°C liegt.
7. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Siliciumgehalt der Stahlzusammensetzung ungefähr 2 Gewichtsprozent
beträgt.
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