DE3588099T2

DE3588099T2 - Hochfester, niedriggekohlter Stahl, Gegenstände daraus und Verfahren zur Herstellung dieses Stahls

Info

Publication number: DE3588099T2
Application number: DE3588099T
Authority: DE
Inventors: Yasuhiro Hosogi; Takehiko Kato; Masatoshi Sudo; Toshiaki Yutori
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-01-20
Filing date: 1985-01-04
Publication date: 1996-11-21
Anticipated expiration: 2005-01-05
Also published as: EP0152160A3; EP0429094B1; DE3588099D1; DE3586662T2; EP0429094A1; EP0152160A2; EP0152160B1; US4578124A; DE3586662D1; CA1231631A

Description

Die Erfindung betrifft einen hochfesten kohlenstoffarmen Stahl mit guter Ultrabearbeitbarkeit oder hohem Grad von Verarbeitbarkeit. Ferner betrifft die Erfindung Gegenstände aus solchen Stählen, wie vorstehend genannt, und ein Verfahren zur Herstellung der Stähle.

Beschreibung des Standes der Technik

In den letzten Jahren sind sehr stark streckbare Stähle entwickelt worden, um auf diese Weise dünne Stahlbleche hoher Festigkeit zur Verarbeitung in Biegepressen herzustellen. Derartige aus einem Ferrit und einer bei niedrigen Temperaturen transformierenden Produktphase bestehenden Stähle haben jedoch ein niedriges Streckverhältnis. Obwohl derartige Stähle eine gute Dehnungs- bzw. Ausbiegungsfähigkeit besitzen, sind ihre Eigenschaften jedoch relativ schlecht, wenn dieselben in sehr starkem Maße bearbeitet werden. Dies ist beispielsweise beim Drahtziehen der Fall, bei welchem die Querschnittsverringerung bis zu 90 % beträgt. Auf der anderen Seite ist es bekannt, daß eutektoide Stähle mit Perlitstruktur, welche durch Patentierbehandlung hergestellt werden, sehr schlecht geschmiedet oder innerhalb von Pressen geformt werden können.
In den Transactions der ISIJ, Vol 24, 1984, Seiten 648-54 werden die Mikrostruktur- und die Festigkeitseigenschaften eines zweiphasigen, d. h. martensitischen und ferritischen Stahls aus 2,3 % Mn, 0,25 % C und 0,03 % Nb, Rest Eisen beschrieben, welcher durch interkritische Wärmebehandlung der Probenelemente mit einer Martensitstruktur hergestellt wurde, jedoch mit weit unterschiedlicher Austenitausgangskorngröße. Eine grobe Zweiphasenstruktur, bestehend aus faserigem Martensit und Ferrit, wurde durch interkritisches Erwärmen von Proben mit einer groben Austenitausgangskorngröße erhalten. Eine charakteristische feine Zweiphasenstruktur, bestehend aus homogenen dispergierten feinen Martensitteilchen und feinen Ferritkörnern wurde erhalten durch interkritisches Erwärmen von Proben mit einer ultrafeinen Austenitausgangskorngröße. Es wurde gefunden, daß dieses Material überlegen ist sowohl hinsichtlich Festigkeit als auch Duktilität im Vergleich zu der groben Zweiphasenstruktur. Dem interkritischen Erwärmen folgte Eissoleabkühlung. Im Fall der feinen Zweiphasenstruktur, hergestellt aus Proben mit ultrafeiner Austenitausgangskorngröße (Serie C), zeigt die Struktur, die sowohl anschaulich dargestellt als auch beschrieben ist, daß die feinen α'-Teilchen und feinen α-Körner kugelförmig sind im Gegensatz zur nadeligen faserförmigen Morphologie und nadeligen Niederschlägen in Verbindung mit der groben Zweiphasenstruktur, die man aus Proben mit grober Austenitausgangskorngröße (Serie A) erhält.
Die Druckschrift US-4067756-A beschreibt einen kohlenstoffarmen Stahl, bestehend im wesentlichen aus Eisen, 0,05 - 0,15 Gew.-% Kohlenstoff und 1 - 3 Gew.-% Silicium zusammen mit geringeren Mengen von anderen Bestandteilen; der Stahl ist charakterisiert durch eine Ferrit-Martensit-Duplexmikrostruktur in einer faserigen Morphologie. Diese Mikrostruktur wird erhalten durch Wärmebehandlung, bestehend aus einer anfänglichen Austenitisierungsbehandlung und nachfolgendem Erwärmen im (α + γ)-Bereich mit zwischenzeitlichem Abschrecken. Es fehlen jedoch Angaben über eine feine bzw. ultrafeine Korngröße und über Begrenzung der Länge der nadeligen Teilchen und/oder Körner der Zweiphasenstruktur.
Im Rahmen der Erfindung wurden intensive Untersuchungen angestellt, um Stähle herzustellen, welche nicht nur eine gute Walzformbarkeit, sondern ebenfalls eine ausgezeichnete ultrahohe oder hohe Bearbeitbarkeit für Kalt-/oder Heißdrahtziehen, Ziehen, Schmieden und Walzen besitzen. Auf Grund dieser Untersuchungen hat sich ergeben, daß bei niedriggekohlten Stählen eine gute Bearbeitbarkeit wie folgt erreicht werden kann: Die Struktur des niedriggekohlten Stahls wird zuerst in Bainit, Martensit oder eine feingemischte Struktur mit oder ohne verbleibendem Austenit umgewandelt. Der rückwärts transformierte Hauptaustenit wird dann unter vorgegebenen Kühlbedingungen transformiert, um eine Endstruktur zu erreichen, bei welcher eine feine Niedertemperaturtransformationsproduktphase auftritt, die aus nadeligem oder länglichen Bainit, Martensit oder einer Mischstruktur derselben mit oder ohne verbleibendem Austenit besteht und die gleichförmig innerhalb einer Ferritphase dispersiert ist, wodurch eine zusammengesetzte Struktur erzeugt wird.

Zusammenfassung der Erfindung

Es ist demzufolge die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen hochfesten niedriggekohlten Stahl zu schaffen, welcher eine sehr gute Bearbeitbarkeit besitzt, wie sie beim Stand der Technik noch niemals erreicht werden konnte.
Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, eine hochfesten niedriggekohlten Stahl zu schaffen, welcher aus nadelförmigem Martensit, Bainit oder einer Mischstruktur derselben besteht, die gleichmäßig innerhalb einer Ferritphase dispersiert ist.
Es ist ferner eine Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung von solchen hochfesten kohlenstoffarmen Stählen, wie vorstehend genannt, zu schaffen.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung liegt in der Schaffung von Gegenständen aus den hochfesten niedriggekohlten Stählen.
Gemäß einer Ausführungsform der Erfindung wird ein Verfahren geschaffen zur Herstellung eines hochfesten kohlenstoffarmen Stahls mit guter Pressverformbarkeit und Ultrabearbeitbarkeit und mit hoher Duktilität, das durch folgende Stufen gekennzeichnet ist:
(i) Umwandeln eines Gefüges aus einem Ausgangsstahl, bestehend aus
0,01 - 0,30 Gew.-% C,
nicht mehr als 1,5 Gew.-% Si, und
0,3 - 2,5 Gew.-% Mn, und ggfs. wenigstens einem von
0,005 - 0,20 Gew.-% Nb,
0,005 - 0,3 Gew.-% V und
0,005 - 0,3 Gew.-% Ti,
einem Zusatz für die Regelung der Form der MnS-Einschlüsse, ausgewählt aus Ca und Seltenerdelementen,
Cr, Cu und/oder Mo in Mengen von nicht größer als 1,0 Gew.-% jeweils,
Mi in Mengen von nicht größer als 6 Gew.-%,
B in Mengen von nicht größer als 0,02 Gew.-% und
Al in Mengen von nicht größer als 0,01 Gew.-%,
wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, mit der Maßgabe, daß
irgendwelcher vorhandener S-Gehalt unter 0,005 Gew.-% ist,
irgendwelcher vorhandener P-Gehalt nicht größer als 0,003 Gew.-% ist, und
irgendwelcher vorhandener N-Gehalt nicht größer als 0,003 Gew.-% ist,
in ein "Vor-Gefüge", hauptsächlich zusammengesetzt aus Bainit, Martensit oder einem Mischgefüge aus Ferrit und Martensit oder Bainit, worin die Korngröße von Altaustenit unterhalb von 35 Mikrometer (35 µ) liegt,
(ii) Erhitzen des "Vor-Gefüges" (gemäß der (i)-Stufe) auf eine Temperatur im Bereich von Ac&sub1; Ac&sub3;, so daß Austenitisierung vorangeht, bis das Austenitisierungsverhältnis 20% überschreitet, und
(iii) Kühlen des erhitzten Stahls (gemäß der (ii)-Stufe) auf eine Temperatur im Bereich von normaler Temperatur bis 500ºC bei einer durchschnittlichen Kühlrate von 40 - 150ºC/sec, wobei das sich ergebende endgültige Gefüge des Stahls ein zusammengesetztes Gefüge aus Ferrit und einer Niedertemperaturtransformationsproduktphase (LTTP-Phase) ist, bestehend aus Martensit, Bainit oder einem Mischgefüge davon, mit oder ohne Restaustenit, während die LTTP-Phase gleichförmig verteilt ist in der betreffenden Ferritphase in einer Menge nach Volumen von 15 - 40 Gew.-% und die Körner der betreffenden LTTP-Phase eine durchschnittliche berechnete Größe (Durchmesser von jeweiligem nadeligen Korn, dessen Bereich als Kreis angenommen wird) von nicht mehr als 3 Mikrometer (3 µ) haben.
Gemäß einer anderen Ausführungsform der Erfindung wird ein hochfester kohlenstoffarmer Stahl mit guter Pressverformbarkeit und Ultrabearbeitbarkeit und mit hoher Duktilität geschaffen, bestehend aus:
0,01 - 0,30 Gew.-% C,
nicht mehr als 1,5 Gew.-% Si, und
0,3 - 2,5 Gew.-% Mn, und ggfs. wenigstens einem von
0,005 - 0,20 Gew.-% Nb,
0,005 - 0,3 Gew.-% V und
0,005 - 0,3 Gew.-% Ti,
einem Zusatz für die Regelung der Form der MnS-Einschlüsse, ausgewählt aus Ca und Seltenerdelementen,
Cr, Cu und/oder Mo in Mengen von nicht größer als 1,0 Gew.-% jeweils,
Ni in Mengen von nicht größer als 6 Gew.-%,
B in Mengen von nicht größer als 0,02 Gew.-% und
Al in Mengen von nicht größer als 0,01 Gew.-%,
wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, mit der Maßgabe, daß
irgendwelcher vorhandener S-Gehalt unter 0,005 Gew.-% ist,
irgendwelcher vorhandener P-Gehalt nicht größer als 0,01 Gew.-% ist, und
irgendwelcher vorhandener N-Gehalt nicht größer als 0,003 Gew.% ist, wobei der Stahl eine Niedertemperaturtransformationsproduktphase (LTTP-Phase) hat, bestehend aus nadeligem Martensit, Bainit oder einem Mischgefüge davon, mit oder ohne Restaustenit, die gleichförmig verteilt ist in einer Ferritphase in einer Menge nach Volumen von 15 - 40 % unter Bildung einer zusammengesetzten Metallstruktur und die Körner der betreffenden LTTP-Phase eine durchschnittliche berechnete Größe (Durchmessser von jeweiligem nadeligen Korn, dessen Bereich als Kreis angenommen wird) von nicht mehr als 3 Mikrometer (3 µ) haben, erhältlich nach dem vorstehend beschriebenen Verfahren.
Bevorzugte Ausführungsformen des Verfahrens gemäß Anspruch 1 und des hochfesten kohlenstoffarmen Stahls gemäß Anspruch 6 sind ersichtlich aus den Unteransprüchen
Der Stahl gemäß der Erfindung besitzt eine genau festgelegte chemische Zusammensetzung und eine zusammengesetzte Struktur, wo wie sie beim bisherigen Stand der Technik nicht bekannt war. Dabei ergibt sich nämlich eine Niedrigtemperatur- Produktumwandlungsphase, welche innerhalb eines vorgegebenen Volumenverhältnisses gleichmäßig innerhalb der Ferritstruktur dispersiert bzw. verteilt ist. Dabei haben die nadelförmigen bzw. länglichen Körner der Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase eine berechnete mittlere Korngröße von weniger als 3 µ. Der betreffende Stahl besitzt nicht nur eine sehr gute Streckbarkeit, sondern auch eine äußerst gute Bearbeitbarkeit. Ein derartiger Stahl kann beispielsweise zum Ziehen von Stahldrähten mit Ziehfaktoren von 99,9 % verwendet werden, wobei der auf diese Weise geformte Draht eine große Festigkeit und Dehnbarkeit besitzt.
Es sei darauf verwiesen, daß der Ausdruck "längliche oder nadelförmige Körner" bedeutet, daß die betreffenden Körner gerichtet sind. Auf der anderen Seite bedeutet der Ausdruck "kugelförmiges Korn" ein Korn ohne richtungsmäßige Ausrichtung. Der Ausdruck "berechnete Korngröße" von nadelförmigen Körnern bedeutet den Durchmesser der nadelförmigen Körner, bei welchen die Querschnittsfläche als Kreis angenommen wird.

Kurze Beschreibung der Figuren

Fig. 1 ist eine graphische Darstellung des Volumenverhältnisses der Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase im Vergleich zur Ferritphase in Abhängigkeit der Erwärmungstemperatur im Bereich zwischen Ac&sub1; bis Ac&sub3; für verschiedene mittlere Abkühlungsgeschwindigkeiten;
Fig.2A bis C sind Mikrophotographien von Stahlstrukturen, bei welchen die Fig. 2A und 2B der vorliegenden Erfindung und Fig. 2C einer Vergleichsprobe entsprechen;
Fig 3 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der mittleren berechneten Korngröße der Niedrigtemperatur-Produkturnwandlungsphase in Abhängigkeit des Volumens der Produktumwandlungsphase, wobei zusätzlich die Kornform der Produktumwandlungsdphase berücksichtigt ist;
Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der physikalischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls in Abhängigkeit der Zeit, bei welcher derselbe auf 300 ºC gehalten wird;
Fig. 5 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Volumenverhältnisses von Martensit (Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase) innerhalb eines gemäß der Erfindung hergestellten Stahldrahtes in Abhängigkeit der Erwärmungstemperatur;
Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der physikalischen Eigenschaften eines Stahldrahtes, welcher in Verbindung mit Fig. 5 einer Wärmebehandlung ausgesetzt worden ist;
Fig. 7 ist eine graphische Darstellung der Gesamtstreckung und des Bruches beim Ziehen in Abhängigkeit der Zugfestigkeit und
Fig. 8 ist eine graphische Darstellung der physikalischen Eigenschaften eines Stahles nach Wärmebehandlung in Abhängigkeit der Größe des ursprünglichen Austenits bei einer Struktur, bevor dieselbe bis in den Bereich von Ac&sub1;-Ac&sub3; erwärmt worden ist.

Genaue Beschreibung der Ausführungsformen der Erfindung

Die Bestandteile des Stahls gemäß der Erfindung, so wie sie zuvor erwähnt worden sind, sollen in dem Folgenden genauer erörtert werden:
C sollte dem Stahl in Mengen von nicht weniger als 0,01 Gew.% zugeführt werden (was in dem Folgenden allein durch Prozent ausgedrückt werden soll). Auf diese Weise ergibt sich die Bildung einer endgültigen metallischen Struktur, so wie sie zuvor erwähnt wurde. Falls noch mehr als 0,3 % verwendet wird, verschlechtert sich die Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase aus dem nadelförmigen Martensit, Bainit oder einer Mischstruktur derselben (welche in dem Folgen als "zweite Phase" bezeichnet werden soll) im Hinblick auf ihre Streckbarkeit. Der Kohlenstoffgehalt sollte demzufolge innerhalb des Bereiches von 0,01-0,30, vorzugsweise 0,02-0,15 % liegen.
Si ist ein wirksames Element, um die Ferritphase zu verfestigen. Wenn der Siliciumgehalt jedoch mehr als 1,5 % beträgt, wird die Transformationstemperatur sehr stark nach oben geschoben, was eine Entcarbonisierung auf der Oberfläche des Stahls zur Folge hat. Die obere Grenze sollte demzufolge bei 1,5 % liegen. Der Siliciumgehalt ist demzufolge vorzugsweise im Bereich zwischen 0,01 und 1,2 %.
Mn sollte in Mengen von nicht weniger als 0,3 % zugesetzt werden, weil dasselbe den Stahl verstärkt und die Härtbarkeit der zweiten Phase verbessert, während gleichzeitig die Korngestalt nadelförmig oder länglich wird. Wenn Mn jedoch in Mengen von mehr als 2,5 % zugesetzt.wird, dann werden keine weiteren nützlichen Wirkungen erwartet. Der Mn-Gehalt sollte demzufolge im Bereich zwischen 0,1 und 2,5 % liegen.
Um eine Kornverbesserung der metallischen Struktur des niedriggekohlten Stahls zu erreichen, sollte wenigstens ein Element aus der Gruppe von Nb, V und Ti zusätzlich zugeführt werden. Für den beabsichtigten Zweck sollte dieses zusätzliche Element in Mengen von nicht weniger als 0,005 % zugesetzt werden. Zu große Mengen sind jedoch nicht nützlich, weil bei erhöhten Kosten ein weiterer Effekt nicht zu erwarten ist. Demzufolge wird die obere Grenze für Nb zu 0,2 % und für V oder Ti zu 0,3 % festgelegt.
Unvermeidbare Elemente und auch solche Elemente, welche innerhalb des Stahls der Erfindung enthalten sein können, sollen nunmehr beschrieben werden:
S kann in dem Stahl enthalten sein. Die Menge sollte jedoch vorzugsweise weniger als 0,005 % betragen, um die Menge von MnS innerhalb des Stahls zu begrenzen, innerhalb welchen Bereiches die Streckbarkeit des Stahls verbessert werden kann. Da P ein Element darstellt, welches in erheblicher Weise eine intergranulare Trennung hervorruft, sollte dieses Element vorzugsweise nicht mehr als zu 0,01 % enthalten sein. N ist ein Element, welches im Zustand einer festen Lösung höchstwahrscheinlich Alterungen hervorruft. Demzufolge bewirkt N eine Alterung während der Bearbeitung und behindert die Verarbeitbarkeit. Auf der anderen Seite tritt das Altern selbst nach der Bearbeitung auf, so das die Duktilität des bearbeiteten Stahls sich verschlechtert.
Der Gehalt von N sollte demzufolge im Bereich von nicht mehr als 0,003 % liegen. Al bildet einen Oxidationseinschluß, welcher sich sehr selten verformt, so daß die Bearbeitbarkeit des sich ergebenden Stahls verschlechtert werden kann. Bei einem äußerst dünnen Draht besteht im besonderen die Gefahr, daß im Bereich eines Einschlusses ein Bruch auftritt. Bei Verwendung des Stahls in Form von Drähten oder Stangen sollte der Al-Gehalt vorzuqsweise nicht mehr als 0,01 % betragen.
Auf der anderen Seite wird die Form der MnS-Einschlüsse geregelt durch Zugabe von Ca oder seltenen Erden, z.B. Ce und dgl.
Der gleichzeitige Zusatz von Al mit Nb, V und Ti ist wirksam, um aufgelöstes C oder N zu binden.
Überdies können entsprechend dem Zweck und der Anwendung der erfindungsgemäßen Stähle Cr, Cu und/oder Mo hinzugegeben werden in Mengen von nicht mehr als jeweils 1,0 %; Ni kann zugesetzt werden in Mengen von nicht mehr als 6 %. Außerdem kann B in einer Menge von nicht mehr als 0,02 % zugegeben werden.
Die Stähle gemäß der Erfindung mit ihrer ganz spezifischen metallischen Struktur sind insbesondere in der Form von sehr dünnen Drähten verwendbar.
Bei der praktischen Ausführung bedeuten sehr "dünne Drähte" Stahldrähte mit Durchmessern von 2 mm oder darunter, vorzugsweise 1,5 mm oder darunter, welche durch Kaltziehen hergestellt wurden. Diese Drähte können als Stahlseile, Kettendrähte, Federdrähte, Schlauchdrähte, Reifendrähte, Innendrähte und dgl. verwendet werden. Derartige sehr dünne Drähte werden gewöhnlich durch Ziehen eines Stabes mit einem Durchmesser von 5,5 mm hergestellt. In diesem Fall ergibt sich eine Querschnittsverringerung von mehr als 90 %, was weit oberhalb der Ziehgrenze von 0,6 - 0,8 mittel- bis hochgekohlten Stahlstäben liegt. Aus diesem Grunde ist es notwendig, den zum Anfang verwendeten Stab während des Ziehvorgangs einer oder mehrerer Wärmbehandlungen auszusetzen.
Im allgemeinen können Stähle aus reinem Eisen oder aus niedriggekohltem Ferrit/Perlit im Rahmen starker Bearbeitungsverfahren in äußerst dünne Drähte gezogen werden. Dabei ist jedoch die Zunahme der Festigkeit beim Ziehen gering, so daß das Endprodukt eine ziemlich schlechte Festigkeit aufweist. Selbst bei Ziehvorgängen mit Verringerungen des Querschnitts im Bereich zwischen 95 und 99 % liegt die zu erzlelende Festigkeit höchstens im Bereich zwischen 70 und 130 kgf/mm² und kann nicht Werte von 170 kgf/mm² oder höher erreichen. Bei Ziehvorgängen, bei welchen das Querschnittsverringerungsverhältnis mehr als 99 % beträgt, liegt die Festigkeit unterhalb von 190 kgf/mm². Bei derartigen Stählen aus reinem Eisen oder bei kohlenstoffarmen Ferrit/Perlit- Stählen können demzufolge äußerst dünne Drähte mit Festigkeiten oberhalb von 240 kgf/mm² und einer Zieh-Bruchfestigkeit von über 30 % nicht erreicht werden.
Die hochfesten niedriggekohlten Stähle gemäß der Erfindung können hingegen durch Kaltziehen mit einem Querschnittsverringerungsfaktor von mehr als 90 % oder mehr erhalten werden, ohne daß während des Bearbeitungsvorgangs ein Anstieg der Temperatur über den Wert Ac&sub1; erfolgt. Die hochfesten stark streckbaren, sehr dünnen Drähte gemäß der Erfindung besitzen dabei eine Festigkeit von nicht weniger als 170 kg/mm² und eine Bruchfestigkeit von nicht weniger als 40 %, wobei die Festigkeit vorzugsweise nicht weniger als 240 kg/mm² und eine Reißfestigkeit von nicht weniger als 30 % zustandekommt.
Die Herstellung der hochfesten und stark streckbaren niedriggekohlen Stähle gemäß der Erfindung soll nunmehr beschrieben werden:
Im allgemeinen kann der Stahl durch ein Verfahren hergestellt werden, beim welchem zuerst eine strukturumwandlung des Ausgangsstahls vorgenommen wird, welcher weniger als 0,3 Gew.-% C, weniger als 1,5 Gew.-% Si, 0,3 - 2,5 Gew.-% Mn, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Es wird eine Vor- Struktur oder ein Vor-Gefüge gebildet, bestehend dabei hauptsächlich aus Martensit oder Bainit oder Mischstruktur aus Ferrit und Martensit oder Bainit. In der Folge wird der umgewandelte Stahl auf eine Temperatur im Bereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt, worauf der erhitzte Stahl einem gesteuerten Abkühlungsvorgang ausgesetzt wird, so daß die sich ergebende Endstruktur des Stahls eine Mischstruktur aus Ferrit und einer Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase aus Martensit oder Bainit ist.
Um die Vor-Struktur bzw. das Vor-Gefüge zu erhalten, erweisen sich die folgenden Verfahren als wirksam.
Das erste Verfahren ist ein Verfahren&sub1; bei welchem der Ausgangsstahl einem gesteuerten Walzvorgang oder einem Heißwalzvorgang ausgesetzt wird, worauf ein beschleunigter Abkühlungsprozeß vorgenommen wird. Unter "gesteuertem Walzvorgang" sei verstanden, daß bei Blechen das Walzen vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht mehr als 950ºC und einer kumulativen Querschnittsverringerung von nicht weniger als 30 % durchgeführt wird und daß der Walzprozeß bei einer Temperatur von Ac&sub3; ± 50ºC beendet wird. Bei der Bearbeitung von Stäben liegen die Zwischen- bis Endwalztemperatur unterhalb von 1000ºC, während das kumulative Querschnittsverringerungsverhältnis mehr als 30 % beträgt und die Endwalztemperatur innerhalb des Bereiches von Ar&sub3; und Ar&sub3; + 100ºC liegt. Außerhalb dieses Temperaturbereichs kann das Vor-Gefüge der gewünschten Zusammensetzung oder der Kornverfeinerung nur sehr schlecht erreicht werden. Im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens bedingt der Einsatz von Ausgangsaustenitkörnern mit geringerer Größe eine höhere Streckbarkeit und Zähigkeit des Endproduktes. Die Abkühlungsgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der beschleunigten Abkühlung beträgt 5ºC/Sekunde oder höher. Geringere Abkühlungsgeschwindigkeiten bewirken die Bildung einer üblichen Ferrit- und Perlitstruktur.
Das zweite Verfahren unterscheidet sich von dem ersten Verfahren zur Erzielung der Vor-Struktur bzw. des Vor-Gefüges mit gewünschter Zusammensetzung durch übliches Walzen. Das zweite Verfahren besteht nach dem Walzen in einer wärmebehandlung des gewalzten Stahls, bei welcher der Stahl bis zu einem Temperaturbereich von Austenit erwärmt wird, der den Wert Ac&sub3; überschreitet, worauf eine gesteuerte Abkühlung vorgenommen wird. Entsprechend diesem Verfahren liegt die Temperatur der Wärmebehandlung ähnlich wie im Fall des ersten Verfahrens vorzugsweise im Bereich zwischen Ac&sub3; und Ac&sub3; + 150ºC.
Im Rahmen der Erfindung wird der Ausgangsstahl derart verarbeitet, daß eine Strukturumwandlung stattfindet, bevor ein Aufheizvorgang in dem Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; - Ac&sub3; vorgenommen wird. Dabei wird die bekannte Ferrit/Perlit- Struktur in eine Struktur umgewandelt, bestehend im wesentlichen aus Martensit oder Bainit, oder eine Mischstruktur aus Ferrit und einer Niedertemperaturtransformationsphase aus Martensit oder Bainit mit oder ohne Restaustenit. Der Stahl mit einer wie oben beschriebenen Vor-Struktur wird dann bis in den Bereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt, so daß eine große Menge von proeutektischen Austenitkörnern gebildet wird. Als Kristallisationskerne wirken dabei vorzugsweise der verbleibende Austenit oder Cementit, welche an den Korngrenzen der Niedrigtemperatur-Produktumwandlungsphase auftreten. Das Wachsen der Körner erfolgt dabei entlang der Korngrenzen. Der durch den beschleunigten Abkühlungsvorgang aus dem Austenit gebildete Martensit oder Bainit besitzt dabei eine lamellenhaf t gerichtete Struktur und weist eine gute Konformität mit dem umgebenden Ferrit auf. Die Körner der zweiten Phase können demzufolge stärker verfeinert werden als im Falle eines Stahls, welcher eine bekannte Ferrit/Perlit-Ausgangsstruktur besitzt. Auf diese Weise kommt somit eine Kornkonfiguration zustande, welche sich gegenüber bekanntem Stahl sehr stark unterscheidet.
Wenn der Ferrit/Perlit-Stahl bis in einen Temperaturbereich von Ac&sub1; - Ac&sub3; erwärmt wird, dienen die Korngrenzen der Ferritkörner bzw. der Ferrit/Perlitkörner als Kerne bzw. kernbildende Stellen für den Austenit. Gemäß dem Verfahren der Erfindung dienen jedoch nicht nur die Korngrenzen der Ferritkörner und die Korngrenzen der Ausgangsaustenitkörner, sondern ebenfalls die "Lath"-Grenzen als vorteilhafte Kerne bzw. kornbildende Stellen. Der Martensit, welcher von den "Lath"-Grenzen in gerichteter Weise entstanden ist, besitzt eine gute selektive Verformbarkeit und eine gute Kaltverarbeitbarkeit. Eine Kornverfeinerung der Vor-Struktur in Verbindung mit einer Kornverfeinerung des Ausgangsmartensits verbessert in erheblichem Maße die Kornverfeinerung der gerichteten Martensitstruktur, was ein geringeres Maß an Kornverringerung erlaubt, bei welcher eine Einstellung der Zwischenkornabstände von Martensit, der Korndicke und der Komlänge erfolgt.
Zusatz von Ti, V, Nb und/oder Zr ist wirksam zur Verfeinerung der Altaustenitkörner und ist somit bevorzugt für die Kornverfeinerung des Endgefüges. Kontrolliertes Walzen ist in ähnlicher Weise ebenfalls bevorzugt.
Bei einem Stahl, bei welchem die Ausgangsstruktur bis in den Temperaturbereich von Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt worden ist, sollte die Aufheizgeschwindigkeit groß sein, um eine Rekristallisation der Niedrigtemperatur-Produktionsumwandlungsphase zu unterdrücken. Im allgemeinen sollte die Aufheizgeschwindigkeit nicht weniger als 100ºC pro Minute, vorzugsweise 500ºC pro Minute, betragen. In der Folge wird dann der Stahl einem gesteuerten Abkühlungsvorgang ausgesetzt.
Die Bedingungen des Abkühlungsvorgangs sind nicht kritisch. Vorzugsweise sollte das Volumenverhältnis von Kohlenstoff (%) im Vergleich zur zweiten Phase (%) innerhalb des hergestellten Stahles unterhalb von 0,006 liegen. Durch diesen Wert wird die untere Grenze des Volumenverhältnisses der zweiten Phase in Bezug auf den C-Gehalt in Prozent festgelegt. Falls der erwähnte Wert mehr als 0,006 beträgt, besitzt die zweite Phase selbst eine geringere Duktilität Entsprechend bekannten Verfahren, bei welchen eine Wärmebehandlung bis in einen Temperaturbereich für die Ferrit/Austenit-Struktur vorgenommen wird, erfolgt eine Erhöhung der Konzentration von c in dem verbleibenden Austenit zum Zeitpunkt der Abkühlung derart, daß die zweite Hartphase gleichförmig in geringen Mengen verteilt wird. Auf diese Weise ergibt sich eine Festigkeit von ungefähr 60 kg/mm².
Erfindungsgemäß und wie aus Anspruch 1 ersichtlich ergibt sich ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten niedriggekohlten Stahls. Bei diesem Verfahren wird die Struktur eines Ausgangsstahls umgewandelt, welche die wie oben beschriebene Zusammensetzung besitzt. Die Umwandlung erfolgt in eine Phase, welche aus Bainit, Martensit oder einer Mischstruktur derselben besteht und bei welcher die Korngröße des Ausgangsaustenits nicht mehr als 35 µ ist. Der auf diese Weise gebildete Stahl wird auf eine Temperatur im Bereich von Ac&sub1; - Ac&sub3; erwärmt, so daß eine Austenitisierung stattfindet, bis das Austenisationsverhältnis mehr als 20 % beträgt. In der Folge wird der Stahl auf eine Normaltemperatur im Bereich von 500 ºC abgekühlt, wobei die mittlere Abkühlgeschwindigkeit im Bereich von 40 und 150ºC pro Sekunde liegt.
Um die zweite Phase, welche aus Bainit, Martensit oder einer Mischstruktur davon besteht, in eine Endmetallstruktur mit feinen nadelförmigen Strukturelementen zu bringen, wird der Stahl vor seiner Aufheizung bis in den Temperaturbereich von Ac&sub1; - Ac&sub3; derart behandelt, daß seine Struktur in Bainit, Martensit oder eine sehr feine Mischstruktur mit oder ohne verbleibenden Austenit übergeht, bei welcher die Korngröße des Ausgangsaustenits nicht mehr als 35 µ, vorzugsweise nicht mehr als 20 µ beträgt. Die umgewandelte Struktur ist vorstehend Vor-Struktur oder Vor-Gefüge genannt worden. Die Kornverfeinerung dieser Struktur ergibt sich durch Verfeinerung der Endstruktur, was zu einer Verbesserung der Duktilität und Zähigkeit des Endproduktes führt. Auf diese Weise kann dem Endprodukt die gewünschte Festigkeit gegeben werden.
Um die Korngröße des Ausgangsaustenits derart zu beeinflussen, daß sie nicht größer als 35 µ ist, wird der in Barren oder im Stranggußverfahren anfallende Stahl derart heißbearbeitet, daß sich dabei eine Temperatur ergibt, welche im Bereich zwischen der Rekristallisationstemperatur bzw. der Temperatur des Kornwachstums von Austenit, d. h. beispielsweise von weniger als 980ºC sehr langsam bis auf eine Temperatur ansteigt, welche nicht niedriger als der Ar&sub3;-Punkt liegt, wobei die Querschnittsverringerung nicht weniger als 30 % beträgt. Falls die Heißwalztemperatur den Wert von 980ºC überschreitet, tendiert der Austenit zur Rekristallisation bzw. ergibt sich ein Kornwachstum. Falls das Querschnittsreduktionsverhältnis weniger als 30 % beträgt, kann eine Verfeinerung der Austenitkörner nicht erreicht werden. Um die erwünschten feinen Austenitkörner im Bereich zwischen 10 und 20 µ zu erreichen, sollte außer den genannten Arbeitsbedingungen eine Endbearbeitung unterhalb von 900ºC liegen. Sehr feine Körner mit Korngrößen zwischen 5 und 10 µ werden dann erreicht, wenn der Endwalzvorgang mit einer Verformungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 300/sec ausgeführt wird.
Es sei bemerkt, daß nach der Heißbearbeitung, wobei die Größe der ursprünglichen Austenitkörner beeinflußt wird, ein Kaltwalzvorgang durchgeführt werden kann, um die gewünschte Formgebung des Stahls zu erreichen. In diesem Fall sollte das Walzverhältnis bei diesem Kaltwalzvorgang bis zu 40 % betragen. Wenn der Stahl mit einer wie oben beschriebenen Vor- Struktur einem Kaltwalzvorgang von mehr als 40 % ausgesetzt wird, ergibt sich, so wie dies in dem Folgenden noch beschrieben wird, bei einem Aufheizvorgang bis in einem Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3;, eine Rekristallisation des Martensits, so daß es unmöglich wird, das gewünschte Endprodukt zu erreichen.
Die Vor-Struktur kann in Bainit, Martensit oder eine Mischstruktur derselben unter Einsatz der beschriebenen Arbeitsweisen mit Bezug auf das erste Verfahren umgewandelt werden.
Die Vor-Struktur wird dann bis in einen Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt und derart abgekühlt, daß der Austenit in nadelförmiges Martensit oder Bainit umgewandelt wird. Die nadelförmigen Körner besitzen dabei eine gute Konformität mit der sie umgebenden Ferritphase, so daß die Körner der zweiten Phase in sehr starkem Maße verfeinert werden. Die Bedingungen der Wärmebehandlung im Bereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; und der darauffolgenden Abkühlung sind sehr wichtig. Je nach den Bedingungen kann die zweite Phase kugelförmig werden bzw. können kugelförmige Körner in der zweiten Phase auftreten, was eine starke Verformbarkeit verhindert.
Eine Rückwärtstransformation der aus feinem Bainit, Martensit oder einer Mischstruktur derselben bestehenden Vor-Struktur bei einer Erwärmung bis in einen Austenitbereich beginnt nämlich vor allem an dem kugelförmigen Austenit, welcher an den alten Austenitkorngrenzen auftritt, wenn das Verhältnis von Austenit bis zu 20 % beträgt und die folgende Bildung von nadelförmigem Austenit von der Innenseite der Körner einsetzt.
Wenn dann der Stahl sehr rasch mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen 150 und 200 ºC pro Sekunde oder mehr abgekühlt wird, dann ergibt sich eine Struktur, bei welcher die nadelförmige bzw. kugelförmige Niederteinperatur-Transformationsphase in Ferrit dispersiert. Demzufolge ergeben sich feinere Körner des Ausgangsaustenits in stärkerem Maße bei der Bildung von kugelförmigem Austenit. Wenn die Austenisation mehr als 40 % beträgt, schließen sich die nadelförmigen Austenitkörner zusammen und wandeln sich in kugelförmiges Austenit um. Wenn der Stahl dann in einem derartigen Zustand sehr rasch abgekühlt wird, ergibt sich eine Mischstruktur aus Ferrit und einergrohen kugelförmigen Niedrigtemperaturtransformationsproduktphase. Falls die Austenisation bis auf einen Wert von ungefähr 90 % fortschreitet, schließen sich die Kugeln von Austenit zusammen und wachsen, wodurch die Austenisation beendet wird. Falls in diesem Zustand der Stahl sehr rasch abgekühlt wird, ergibt sich eine Struktur, welche vor allem aus einer Niedrigtemperaturtransformationsproduktphase besteht.
Bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung wird der mit einer gesteuerten Vor-Struktur versehene Stahl bis in einen Temperaturbereich von zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; erwärmt, wobei die Austenisation bis zu einem Wert von nicht weniger als 20 % erfolgen sollte. Der Stahl wird dann bis auf eine Normaltemperatur von etwa 500 ºC mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 40 und 150 ºC pro Sekunde abgekühlt. Während dieses Abkühlvorgangs wird der Ferrit und der nadelförmige Austenit von dem kugelförmigen Austenit getrennt und der nadelförmige Austenit in eine Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase umgewandelt. Dies erlaubt die Bildung der endgültigen Metallstruktur, bei welcherfeine Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase aus nadelförmigem Bainit, Martensitodereiner Mischsstruktur derselben mit oder ohne teilweise verbleibenden Martensit gleichmäßig innerhalb einer Ferritphase verteilt ist.
Die mittlere Abkühlgeschwindigkeit ist wie oben festgelegt. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 40ºC pro Sekunde beträgt, wird kugelförmiger Austenit oder polygonaler Ferrit gebildet, während die verbleibenden kugelförmigen Austenitkörner in eine kugelförmige zweite Phase transformiert werden. Wenn hingegen die Abkühlgeschwindigkeit mehr als 150ºC pro Sekunde beträgt, entsteht in nicht gewünschter Weise eine kugelförmige zweite Phase. Bei den Stählen gemäß der Erfindung sollte das Volumenverhältnis der zweiten Phase im Bereich zwischen 15 und 40 % liegen. Innerhalb dieses Bereiches besitzen die Körner der zweiten Phase eine nadelförmige Form und besitzen eine berechnete mittlere Korngröße von nicht mehr als 3 µ. Die Stähle gemäß der Erfindung besitzen demzufolge eine ganz besondere zusammengesetzte Struktur mit einer sehr guten Bearbeitbarkeit, so wie sie beim Stand der Technik bisher nicht gefunden werden kann. Außerhalb dieses Bereiches besteht jedoch die Tendenz. daß innerhalb der Endstruktur eine kugelförmige zweite Phase auftritt, selbst wenn der Stahl unter den oben angegebenen Bedingungen abgekühlt wird.
Die Abkühlungsendtemperatur sollte im Bereich zwischen Raumtemperatur und 500 ºC liegen. Dies ist deshalb notwendig, weil nicht nur Bainit, Martensit oder eine Mischsstruktur derselben als Niedrigtemperatur-Transformationsprodukphase auftritt, sondern weil die Abkühlgeschwindigkeit langsam sein muß oder die Abkühlung innerhalb des oben angegebenen Temperaturbereichs beendet wird, damit die sich ergebende zweite Phase getempert werden kann.
Die Erfindung wird nachstehend durch Beispiele näher erläutert.

Beispiel 1

Die Stähle A und B gemäß der Erfindung mit chemischen Zusammensetzungen entsprechend der folgenden Tabelle 1 werden gewalzt und mit Wasser abgekühlt, so daß auf diese Weise Stähle A1 und B1 entstehen, bei welchen als Vor-Struktur eine feine Martensitstruktur auftritt. Zum Vergleich wurde ein Stahl A gewalzt und in Luft gekühlt, so daß ein Stahl A2 gebildet wird, welcher als Vor-Struktur eine Ferrit/Perlit-Struktur aufweist. Bei allen Stählen betrug die Größe der ursprünglichen Austenitkörner weniger als 20 µ.
Die Stähle A1 und B1 wurden während 3 Minuten im Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3; wärmebehandelt, so daß unterschiedliche Austenitverhältnisse entstanden. Es folgte dann eine Abkühlung bis auf Normaltemperatur mit unterschiedlichen mittleren Abkühlgeschwindigkeiten. Das Volumenverhältnis der Körner der zweiten Phase ist in Fig. 1 in Abhängigkeit der Temperatur der Wärmebehandlung für unterschiedliche Abkühlgeschwindigkeiten dargestellt. Die ausgezogenen Linien zeigen gleichförmige Mischstrukturen von Ferrit und der zweiten nadelförmigen Phase an, während die gestrichelten Linien Mischstrukturen aus Ferrit und einer zweiten kugelförmigen Phase bzw. Ferrit und der zweiten nadelförmigen oder kugelförmigen Phase entsprechen.
Wenn die Stähle mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 125ºC pro Sekunde gemäß decr Erfindung bzw. 80ºC pro Sekunde abgekühlt wurden, war die Form der zweiten Phase innerhalb des Stahls nadelförmig. Die sich ergebende Struktur war eine Struktur, bei welcher die zweite nadelförmige Phase gleichförmig innerhalb der Ferritphase verteilt war. Das Volumenverhältnis der zweiten Phase wurde unabhängig von der Aufwärmtemperatur praktisch konstant aufrechterhalten. Wenn jedoch dieselbe Vor-Struktur vereendet wurde, aber die mittlere Abkühlgeschwindigkeit mehr als 170ºC pro Sekunde betrug, war die zweite Phase kugelf Zrmig oder eine Mischung von kugelförmigen und nadelförmigen Phasen. Bei höheren Temperaturen stieg dabei das Mengenverhältnis der zweiten Phase an.
Mikrophotographien von typischen Stählen gemäß der Erfindung gemäß A&sub1; sind in den Fig. 2(A) und 2(B) dargestellt, wobei die Vergrößerungsfaktoren 700 bzw. 1700 betrugen. In diesen Mikrophotographien sind die weißen Bereiche Ferritphasen, während die schwarzen Bereiche die nadelförmige Martensitphase darstellen. Fig. 2(C) ist eine Mikrophotographie, welche die Struktur des Vergleichsstahls Nr. 7 von Tabelle 2 darstellt, wobei der Vergrößerungsfaktor 700 betrug. Fig. 3 zeigt die Abhängigkeit zwischen der mittleren berechneten Korngröße der zweiten Phase und dem Volumenverhältnis der zweiten Phase für A1 und B1, welche eine Martentensit-Vor- Struktur aufweisen, sowie für A2 und B2, welche eine Ferrit/- Perlit-Vor- Struktur besitzen. Die mittlere berechnete Korngröße bedeutet dabei den mittleren Durchmesser in jenem Fall, bei welchem der Querschnitt eines beliebigen Korns als Kreis berechnet wird.
Bei allen Stählen nimmt die Korngröße der zweiten Phase mit zunehmendem Volumenverhältnis der zweiten Phase zu. Wenn das Volumenverhältnis der zweiten Phase konstant gehalten wird, ist die von der Martensit-Vor-Struktur sich ergebende Korngröße sehr viel kleiner als die Korngröße der Ferrit/Perlit- Vor-Struktur. Selbst wenn demzufolge Stähle mit derselben Zusammensetzung verwendet werden: falls die Vor-Struktur von Ferrit/Perlit in eine Martensitstruktur umgewandelt wird, können die Körner der zweiten Phase bis in wesentlichem Ausmaß verfeinert werden. Durch die Kornverfeinerung der zweiten Phase wird der Stahl im Hinblick auf seine Duktilität stark verbessert, jedoch wird dabei nicht immer eine sehr gute Verarbeitbarkeit erreicht. Gemäß der Erfindung sollte das Volumenverhältnis der zweiten Phase innerhalb des Bereiches von 15 bis 40 % liegen, so daß die Form der zweiten Phase im wesentlichen nadelförmig ist, wobei diese zweite Phase aus feinen nadelförmigen Körnern besteht, bei welchen die mittlere berechnete Korngröße nicht mehr als 3µ beträgt. Wenn demzufolge derartige feine nadelförmige Körner der zweiten Phase gleichförmig durch die Ferritstruktur dispersiert werden, dann kann bei dem sich ergebenden Stahl eine sehr gute Bearbeitbarkeit erreicht werden. Dies ist dabei der Fall, wenn die zweite Phase aus nadelförmigem Bainit oder einer Mischstruktur aus nadelförmigem Bainit und Martensit besteht.
Im Hinblick auf den Stahl Al der Erfindung und den Vergleichsstahl A2 sind die Erwärmungs und Abkühlungsbedingungen die Endstruktur und die mechanischen Eigenschaften in Tabelle 2 wiedergegeben. Die Stähle 2, 4, 5 und 6 sind dabei durch Erwärmung des Stahls von Al erhalten worden, dessen Vor-Struktur feiner Martensit ist, d. h. bis in einen Temperaturbereich zwischen Ac&sub1; und Ac&sub3;, so daß das Austenisationsverhältnis mehr als 20 % beträgt, worauf die Stähle gemäß der Erfindung mit Geschwindigkeiten von 125ºC pro Sekunde abgekühlt wurden. Diese Stähle besitzen zusammengesetzte Strukturen, bei welchen als zweite Phase feiner nadelförmiger Martensit mit einem Volumenverhältnis zwischen 15 und 40 % gleichförmig innerhalb einer Ferritphase verteilt ist. Derartige Stähle besitzen dabei eine sehr gute Festigkeit und eine sehr gute Streckbarkeit bzw. Duktilität
Der Vergleichsstahl A2, dessen Vor-Struktur Ferrit/Perlit ist, ergibt hingegen die Stähle Nr. 10, 11 und 12, welche unabhängig von den Erwärmungs- und Abkühlungsbedingungen eine kugelförmige zweite Phase besitzen. Bei allen diesen Stählen Ist die Festigkeit und die Streckbarkeit schlechter. Beim Stahl Nr. 1, dessen Vor-Struktur Martensit ist, wurde nach einem Erhitzungsvorgang bis in den Bereich von Ac&sub1; und Ac&sub3; die Abkühlung zu langsam vorgenommen. Der Stahl Nr. 2 wurde bis in einen Bereich von Ac&sub1; bis Ac&sub3; derart erwärmt, daß der Austenisationsfaktor 16 % betrug. Beide Stähle besitzen eine feine Mischstruktur von Ferrit und kugelförmigem und nadelförmigem Martensit und weisen eine bessere Festigkeit und Streckbarkeit als die Stähle Nr. 10 bis 12 auf. Die Stähle Nr. 1 und 2 sind jedoch ganz offensichtlich schlechter als die Stähle gemäß der Erfindung. Die Stähle Nr. 7 bis 9 sind alle Mischstrukturen von Ferrit und kugelförmigem Martensit und besitzen demzufolge schlechtere Festigkeits- und Streckbarkeitseigenschaften.
In der Folge wurden Drahtstäbe mit Durchmessern von 6,4 mm hergestellt, bei welchen unterschiedliche Formen der zweiten Phase auftraten. Diese Stäbe wurden bei starken Bearbeitungsfaktoren einer Kaltziehung ausgesetzt. Die Eigenschaften der Drähte nach dem Kaitziehen sind in der Tabelle 3 wiedergegeben. Bei dem Stahl der Erfindung Nr. 1 ergibt sich eine gute Streckbarkeit, selbst wenn der Verformungsfaktor 99 % beträgt. Dieser Stahl kann in sehr starkem Maße verformt werden. Zusätzlich besitzt der bearbeitete Stahl gute Festigkeits- und Streckbarkeitseigenschaften. Der Stahl Nr. 2 besitzt hingegen eine kugelförmige zweite Phase, bei welcher mit zunehmender Verformung die Duktilität sehr stark abnimmt, während bei einer Bearbeitung von etwa 90 % ein Bruch auftritt. Der Stahl Nr. 3 besitzt eine feinere Struktur als der Stahl Nr. 2 und ist demzufolge in Bezug auf seine Verarbeitbarkeit gegenüber dem Stahl Nr. 2 stark verbessert. Der Stahl Nr. 3 hat jedoch nach der Verarbeitung schlechtere Eigenschaften als der Stahl Nr. 1.
Fig. 4 zeigt Veränderungen der physischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls Nr. 4 von Tabelle 2, wenn derselbe während bestimmter Zeiten bei Temperaturen von 300 ºC thermisch behandelt wird. Die Veränderungen der Festigkeit und der Streckbarkeit sind relativ gering, während das Streckverhältnis bei niedrigen Werten gehalten wird, selbst wenn der betreffende Stahl während 30 Minuten auf 300 ºC gehalten wird. Dies hat damit zu tun, daß der erfindungsgemäße Stahl im kalten Zustand niedrige Werte von gelösten C und N enthält. Wenn jedoch nach der Bearbeitung eine ähnliche Wärmebehandlung durchgeführt wird, wird das Strekverhältnis sehr stark verbessert, so daß zu diesem Zweck eine Kombination von Walzbearbeitung und bei niedrigen Temperaturen durchgeführte Wärmebehandlung möglich erscheint.
Die Stähle B und C der Erfindung besitzen chemische Zusammensetzungen, so wie sie in Tabelle 1 wiedergegeben sind. Diese Stähle wurden im Rahmen der Erfindung in Drähte mit einem Durchmesser von 5,5 mm gezogen, wobei sich eine feine gleichförmige zusammengesetzte Struktur aus Ferrit und nadelförmigem Matensit ergab. Die sich ergebenden Drähte werden als B1 und C1 bezeichnet. In Tabelle 4 sind dabei die mechanischen Eigenschaften von B1 und C1 sowie die mechanischen Eigenschaften von Drähten angegeben, welche durch Ziehen der Drähte B1 und C1 in sehr dünne Drähte mit Durchmessern unterhaib von 1,0 mm bei sehr starker Bearbeitung erreicht wurden.
Sowohl B1 wie auch C1 besitzen eine hohe Duktilität können bis in den Bereich von 99,9 % bearbeitet werden. Die gezogenen Drähte besitzen ebenfalls eine hohe Festigkeit und eine hohe Streckbarkeit, so daß die Stähle gemäß der Erfindung sehr gut als feine Drähte geeignet erscheinen. Auf der anderen Seite wurde der Stahl C1 mit einem Bearbeitungsfaktor von 97 % bearbeitet, worauf ein Draht mit einem Durchmesser von 0,95 mm entstand, der dann in der Folge innerhalb eines Temperaturbereiches zwischen 300 und 400 ºC einer Wärmebehandlung ausgesetzt war. Die mechanischen Eigenschaften des Drahtes sind in Tabelle 4 wiedergegeben. An Hand derselben ist erkennbar, daß die Streckbarkeit durch Niedrigtemperaturglühen verbessert werden kann, ohne daß dabei die Festigkeit verringert wird. Während des Ziehens des Stahls erscheint es vorteilhaft, einen Glühvorgang bei Niedrigtemperaturen durchzuführen, um die Streckbarkeit des Endproduktes zu verbessern. Ein derartiger Glühvorgang dient ebenfalls zur Homogenisation einer nach dem Endziehen aufgebrachten Überzugsschicht. Tabelle 1 Chemische zusammensetzung (Gew.-%) Stahl Symbol Tabelle 2 Zweite Phase innerhalb der Endstruktur Stahl Nr. Stahl Symbol Rate der Austenitisierung (%) Kühlgeschwindigkeit (ºC/sec) Gehalt (%) Form (a)
Bemerkung (a) - Das Symbol o bedeutet einheitliche Struktur, wobei nadeliger Martensit in Ferrit dispersiert ist (Stähle gemäß Erfindung)
- Das Symbol x bedeutet eine Mischstruktur aus Ferrit und kugelförmigem Martensit (Vergleichsstähle)
- Das Symbol Δ bedeutet eine Mischstruktur aus Ferrit und kugelförmigem und nadeligem Martensit (Vergleichsstähle)
(b) Maßabstand 5,64 [Querschnittsfläche] Streckfestigkeit (kg/mm²) Zugfestigkeit (kg/mm²) Streckverhältnis Gesamtdehnung (%) (b) Querschnittsverringerung (%) Bemerkungen Vergleich Erfindung Tabelle 3 Stahl Nr. Stahl Symbol Drahtdurchmesser (mm) Drahtziehverhältnis (%) Zugfestigkeit (kg/mm²) Zugverhältnis (%) Form der zweiten Phase (a) Bemerkungen Stähle gemäß Erfindung Vergleichsstähle Bemerkungen: (a) wie in Tabelle 2 (b) Bruch beim Drahtziehen Tabelle 4 Stahl Nr. Stahl Symbol Drahtdurchmesser (mm) Drahtziehverhältnis (%) Zugfestigkeit (kg/mm²) Zugverhältnis (%) Bedingungen Nach thermischer Behandlung und Abkühlung Nach dem Drahtziehen Nach ºC × Erhitzung

Bemerkung:

(a) bedeutet Wärmebehandlung bei 800ºC während 3 min und dann Abkühlung auf Raumtemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit von 80ºC/sec
(b) bedeutet Wärmebehandlung bei 810ºC während 2 min, worauf Abkühlung auf Raumtemperatur bei 125ºC/sec folgt
(c) bedeutet Wärmebehandlung im Salzbad
(d) bedeutet Wärmebehandlung im Elektroofen

Beispiel 2

Die Stähle Nr. I bis IV mit chemischen Zusammensetzungen gemäß der Erfindung in Tabelle 5 wurden thermischen Behandlungen wie folgt ausgesetzt:
Behandlung R1: Die mittleren und Endwalztemperaturen wurden auf 915 ºC und darunter festgelegt. Innerhalb dieses Temperaturbereiches wurden die Stähle mit Walzverringerungen von 86 % gewalzt und der Walzvorgang bei 840 ºC beendet, worauf ein Abkühlungsvorgang mit Wasser durchgeführt wurde, so daß auf diese Weise Stähle entstanden, die im wesentlich aus Martensit bestanden.
Wärmbehandlung R2: Die Zwischen- und Endtemperaturen waren auf 930 ºC und darunter festgelegt. Das Walzen wurde mit Walzverringerungsfaktoren von 96 %innerhalb des oben angegebenen Temperaturbereiches durchgeführt und mit 895 ºC beendet, worauf eine Abkühlung in Luft vorgenommen wurde, so daß auf diese Weise eine Mischstruktur aus Ferrit und einer Niedrigtemperatur-Transformationsproduktphase entstand.
Wärmebehandlung H: Ein Draht mit einem Durchmesser von 7,5 mm wurde wie nachstehend beschrieben auf unterschiedliche Temperaturen erhitzt und dann eisgekühlt, wodurch eine Struktur entstand, die im wesentlichen aus Martensit bestand. Die Erwärmungstemperaturen lagen bei 900, 1000 und 1100 ºC, was in dem folgenden als Wärmebehandlungen H1, H2 und H3 bezeichnet wird.
Zum Vergleich wurde die folgende Wärmebehandlung ausgeführt:
Wärmebehandlung C: Nach einem üblichenheißwalzvorgang konnte sich der Stahl abkühlen, wodurch sich eine Ferrit/Perlit- Struktur ergab.
Die aus den Stählen hergestellten Drähte, deren Vor-Strukturen durch die oben angegebenen thermischen Behandlungen hergestellt wurden, wurden in einen Elektroofen eingebracht, welcher innerhalb des Temperaturbereiches zwischen 745 und 840 ºC erhitzt werden konnte. Nach Erwärmung auf vorgegebene Temperaturwerte wurde eine Ölabsohreckung durchgeführt, wodurch Mischstrukturen von Ferrit und einer Niedrigtemperatur- Transformationsproduktphase entstanden.
Fig. 5 zeigt die Abhängigkeit zwischen dem Volumenverhältnis der zweiten Phase und der Erwärmungstemperatur eines Drahtes, welche mit Hilfe des Stahles Nr. 1 hergestellt war. Fig. 6 zeigt hingegen die mechanischen Eigenschaften eines entsprechend Fig. 5 hergestellten Drahtes in Abhängigkeit der Erwärmungstemperatur. So wie sich dies an Hand dieser Figuren ergibt, hängt die Festigkeit und die Gesamtdehnung im starken Maße von der Art der Vor-Struktur ab. Selbst wenn das Volumenverhältnis der zweiten Phase auf etwa 50 % erhöht wird, um auf diese Weise hohe Festigkeitswerte zu erhalten, ergibt sich ein gutes Festigkeits/Gesamtdehnungsverhalten, so wie es bei Stählen mit den Wärmebehandlungen R1 und R2 auftritt.

Beispiel 3

Aus den angegebenen Stählen I bis IV wurden Drähte gemacht, welche derart behandelt wurden, daß sie vorgegebene Vorstrukturen entsprechend Tabelle 6 aufweisen. In der Folge wurde eine Wärmebehandlung bei 790 ºC und eine Ölabschreckung durchgeführt. Die sich ergebenden Drähte besaßen mechanische Eigenschaften und ein Volumenverhältnis der zweiten Phase innerhalb der Endstruktur gemäß Tabelle 6. Bei allen diesen Stählen lag das Verhältnis des C-Gehalts (%) in Bezug auf die zweite Phase (%) im Bereich zwischen 0,0032 und 0,0052. Eine Erhöhung des C-Gehalts im Stahl bewirkte eine Zunahme des Volumenverhältnisses der zweiten Phase, was zu einer hohen Festigkeit führte.
Fig. 7 zeigt die Resultate von Tabelle 6 und gibt dabei die Bruchfestigkeit beim Ziehen und die Gesamtdehnung in Abhängigkeit der Zugfestigkeit an. Im Vergleich mit bekannten Stählen mit der Wärmebehandlung C, welche eine Ferrit/Perlit-Struktur aufweisen und welche durch gewöhnliche Heißwalzung und anschließende Abkühlung hergestellt wurden, weisen die Stähle gemäß der Erfindung beim Ziehen eine sehr viel höhere Bruchfestigkeit auf. Gemäß Tabelle 7 können die "Charpy"-Absorptionsenergie und die Übergangstemperatur verbessert werden.
Das Festigkeit/Streckbarkeitsverhältnis, welches durch die Festigkeit x die Gesamtdehnung des Stahls der Erfindung angegeben wird, ist beinahe gleich oder höher als die obere Grenze von beispielsweise 2000 kg/mm² % bei einem Stahl mit einer Mischstruktur, welcher in bekannter Weise als dünnes Stahlblech einen Wert aufweist, der zwischen 50 und 60 kg/mm² liegt. Im Besonderen ist der den Wärmebehandlungen R1 und R2 ausgesetzte Stahl im Hinblick auf sein Festigkeit/Streckbarkeitsverhältnis sehr stark verbessert.
Fig. 8 zeigt die mechanischen Eigenschaften eines Stahls nach thermischer Behandlung in Abhängigkeit der Größe der ursprünglichen Austenitkörner vor der Wärmbehandlung auf den Temperaturbereich von Ac&sub1; bis Ac&sub3;. An Hand dieser Figur ergibt sich, daß feinere Korngrößen des ursprünglichen Austenits zu einer verbesserten Gesamtstreckung und zu einer Verbesserung des Festigkeit/Streckungsverhältnisses führen. So wie sich dies an Hand von Tabelle 6 ergibt, ist die Charpyzähigkeit des Rl-Stahls der Zähigkeit des H3-Stahls überlegen. Dies ergibt sich auf Grund einer Verfeinerung der ursprünglichen Austenitkörner. Tabelle 5 Stahl Nr. Tabelle 6 Stahl Nr. Draht-∅ (mm) Vorbehandlung Korngröße des Austenits Streckfestigkeit (kg/mm²) Zugfestigkeit (kg/mm²) Streckverhältnis Gesamtdehnung Querschnittsverringerung (%) Vol.% zweite Phase C%/Vol. in % der zweiten Phase Bemerkung: Bei der Messung der Gesamtdehnung wurde der Abstand zwischen den Meßpunkten als 5 mal der Drahtdurchmesser, d. h. 5,64 mal Wurzel der Querschnittsfläche festgelegt. Tabelle 7 Vorbehandlung Absorptionsenergie (kg m) Übergangstemperatur (ºC) Festigkeitsbereich (kg/mm²) Erhitzen und Tempern von SCM 3 Bemerkung: Die verwendeten Testproben hatten eine ähnliche Konfiguration (1/2) wie JIS No. 5.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kohlenstoffarmen Stahls mit guter Pressverformbarkeit und Ultrabearbeitbarkeit und mit hoher Duktilität, das durch folgende Stufen gekennzeichnet ist:

(i) Umwandeln eines Gefüges aus einem Ausgangsstahl, bestehend aus

0,01 - 0,30 Gew.-% C,

nicht mehr als 1,5 Gew.-% Si, und

0,3 - 2,5 Gew.-% Mn, und ggfs. wenigstens einem von

0,005 - 0,20 Gew.-% Mb,

0,005 - 0,3 Gew.-% V und

0,005 - 0,3 Gew.-% Ti,

einem Zusatz für die Regelung der Form der MnS-Einschlüsse, ausgewählt aus Ca und Seltenerdelementen,

Cr, Cu und/oder Mo in Mengen von nicht größer als 1,0 Gew.-% jeweils,

Ni in Mengen von nicht größer als 6 Gew.-%,

B in Mengen von nicht größer als 0,02 Gew.-% und

Al in Mengen von nicht größer als 0,01 Gew.-%,

wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, mit der Maßgabe, daß

irgendwelcher vorhandener S-Gehalt unter 0,005 Gew.-% ist,

irgendwelcher vorhandener P-Gehalt nicht größer als 0,003 Gew.-% ist, und

irgendwelcher vorhandener N-Gehalt nicht größer als 0,003 Gew.-% ist,

in ein "Vor-Gefüge", hauptsächlich zusammengesetzt aus Bainit, Martensit oder einem Mischgefüge aus Ferrit und Martensit oder Bainit, worin die Korngröße von Altaustenit unterhalb von 35 Mikrometer (35 µ) liegt,

(ii) Erhitzen des "Vor-Gefüges" (gemäß der (i)-Stufe) auf eine Temperatur im Bereich von Ac&sub1; - Ac&sub3;, so daß Austenitisierung vorangeht, bis das Austenitisierungsverhältnis 20% überschreitet, und

(iii) Kühlen des erhitzten Stahls (gemäß der (ii)-Stufe) auf eine Temperatur im Bereich von normaler Temperatur bis 500ºC bei einer durchschnittlichen Kühlrate von 40 - 150ºC/sec, wobei das sich ergebende endgültige Gefüge des Stahls ein zusammengesetztes Gefüge aus Ferrit und einer Niedertemperaturtransformationsproduktphase (LTTP-Phase) ist, bestehend aus Martensit, Bainit oder einem Mischgefüge davon, mit oder ohne Restaustenit, während die LTTP-Phase gleichförmig verteilt ist in der betreffenden Ferritphase in einer Menge nach Volumen von 15 - 40 Gew.-% und die Körner der betreffenden LTTP-Phase eine durchschnittliche berechnete Größe (Durchmesser von jeweiligem nadeligen Korn, dessen Bereich als Kreis angenommen wird) von nicht mehr als 3 Mikrometer (3 µ) haben.

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Ausgangsstahl kontrolliertem Walzen oder einem Warmwalzen und beschleunigter Kühlung zur Erzielung des Vor-Gefüges gemäß Stufe (i) unterworfen wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Kühlrate zur Zeit der beschleunigten Kühlung nicht geringer als 5ºC/sec ist.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Erhitzungsstufe (ii) eine Erhitzungsrate von nicht geringer als 100ºC/min umfaßt.

5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei die Erhitzungsrate der Erhitzungsstufe (ii) nicht geringer als 500ºC/min ist.

6. Hochfester kohlenstoffarmer Stahl mit guter Pressverformbarkeit und Ultrabearbeitbarkeit und mit hoher Duktilität, bestehend aus:

0,01 - 0,30 Gew.-% C,

nicht mehr als 1,5 Gew.-% Si, und

0,3 - 2,5 Gew.-% Mn, und ggfs. wenigstens einem von

0,005 - 0,20 Gew.-% Mb,

0,005 - 0,3 Gew.-% V und

0,005 - 0,3 Gew.-% Ti,

Cr, Cu und/oder Mo in Mengen von nicht größer als 1,0 Gew.-% jeweils,

Ni in Mengen von nicht größer als 6 Gew.-%,

B in Mengen von nicht größer als 0,02 Gew.-% und

Al in Mengen von nicht größer als 0,01 Gew.-%,

irgendwelcher vorhandener S-Gehalt unter 0,005 Gew.-% ist,

irgendwelcher vorhandener P-Gehalt nicht größer als 0,01 Gew.-% ist, und

irgendwelcher vorhandener N-Gehalt nicht größer als 0,003 Gew.% ist, wobei der Stahl eine Niedertemperaturtransformationsproduktphase (LTTP-Phase) hat, bestehend aus nadeligem Martensit, Bainit oder einem Mischgefüge davon, mit oder ohne Restaustenit, die gleichförmig verteilt ist in einer Ferritphase in einer Menge nach Volumen von 15 - 40 % unter Bildung einer zusammengesetzten Metalistruktur und die Körner der betreffenden LTTP-Phase eine durchschnittliche berechnete Größe (Durchmessser von jeweiligem nadeligen Korn, dessen Bereich als Kreis angenommen wird) von nicht mehr als 3 Mikrometer (3 µ) haben, erhältlich nach einem Verfahren der Ansprüche 1 bis 5.

7. Stahl nach Anspruch 6, worin der C-Gehalt im Bereich von 0,02 - 0,15 Gew.-% und der Si-Gehalt im Bereich von 0,01 - 1,2 Gew.-% liegt.

8. Stahl nach Anspruch 6 oder 7, der weiterhin wenigstens eine Komponente, ausgewählt aus 01005 - 0,20 Gew.-% Mb, 0,005 - 0,30 Gew.-% V und 0,005 - 0,30 Gew.-% Ti, enthält.

9. Stahl nach einem der Ansprüche 6 bis 8, worin das Verhältnis des prozentualen Gehalts an Kohlenstoff (C%) zum Verhältnis nach Volumen der Niedertemperaturtransformationsproduktphase (LTTP-Phase) unterhalb 0,006 ist.

10. Hochfester hochduktiler feiner Stahldraht, bestehend aus einem hochfesten kohlenstoffarmen Stahl mit guter Pressverformbarkeit und guter Ultrabearbeitbarkeit, wobei der Stahl eine Zusammensetzung und Struktur gemäß einem der Ansprüche 6 bis 9 hat und erhältlich ist nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 und der Stahl kaltgezogen ist bis zu einem Gesamtverminderungsverhältnis von nicht weniger als 90% unter Erzielung des betreffenden hochfesten hochduktilen Stahldrahtes.