DE4040355C2

DE4040355C2 - Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahlblechs aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt

Info

Publication number: DE4040355C2
Application number: DE4040355A
Authority: DE
Inventors: Kiyoshi Fukui; Atsuki Okamoto
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-12-18
Filing date: 1990-12-17
Publication date: 2000-04-27
Anticipated expiration: 2010-12-18
Also published as: JPH03188217A; DE4040355A1; US5108518A; JPH075970B2

Description

Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von dünnen Stahlble chen aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und insbesondere ein Verfahren zur Herstellung eines Bleches aus Kohlenstoffstahl mit einem sehr feinen austeniti schen Kristallkorngefüge nach der Wärmebehandlung und welches herkömmli chen dünnen Stahlblechen im Hinblick auf die Beständigkeit gegen mechani schen Schock und mechanische Abnutzung überlegen ist und gegen Rißbildung durch Einwandern von Wasserstoff in den Stahl während der Verwendung be ständig ist.

Für die Herstellung von Ketten, Zahnrädern, Kupplungsbestandteilen, Schlauch verbindern, Schlauchschellen, Schlössern für Sicherheitsgurte, Beilagscheiben und dergleichen ist es notwendig, über Stahlbleche der oben beschriebenen Art zu verfügen, die leicht herzustellen und leicht zu verarbeiten sind.

Im allgemeinen werden solche Gegenstände aus Stählen mit hohem Kohlenstoff gehalt hergestellt, wie Stählen der Typen S30CM, S70CM, SK7M oder SK4M, oder niedriglegierten Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt, wie Stählen des Typs SCM435 oder SCM445, gemäß der japanischen Industrienorm JIS G 3311. Diese Stähle mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedriglegierten Stähle mit hohem Kohlenstoffgehalt werden erforderlichenfalls nach dem Heißwalzen und Ent zundern durch Ätzen beziehungsweise Beizen mit einem bestimmten Grad der Dickenverminderung warmgewalzt und durch Erhitzen des Stahls auf eine Tem peratur in der Nähe des Ac₁-Punktes während längerer Zeitdauer weichgeglüht (kugelgeglüht), um die Genauigkeit der Dicke des Bleches und seine Verarbeitbar keit, einschließlich Schneiden, Biegen und Pressen, welche Maßnahmen norma lerweise von den Kunden vorgenommen werden, zu verbessern. Nach dem endgül tigen Verformen wird eine Wärmebehandlung, wie ein Abschrecken und Tem pern, eine Zwischenstufen-Vergütung (Austempern) oder dergleichen durchge führt, um den hergestellten Gegenstand zu härten, was zu einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit und der Beständigkeit gegen mechanischen Schock führt.

Daher müssen Stahlbleche, die zur Herstellung solcher Gegenstände verwendet werden, ein relativ hohes Ausmaß der Festigkeit, wie gute Schockbeständigkeit und Verschleißfestigkeit nach der Wärmebehandlung aufweisen. Zu diesem Zweck ist es erforderlich, einen Stahl mit einem hohen Kohlenstoffgehalt zu ver wenden. Da die Schockbeständigkeit und Verschleißfestigkeit der fertigen Gegen stände durch die Wärmebehandlungsbedingungen, insbesondere die Temperatur beim Tempern beeinflußt werden, werden Stahlbleche "in abgeschrecktem Zu stand" oder "bei 650°C oder darunter (im allgemeinen 180 bis 450°C) getemperte" Stahlbleche im Fall des abgeschreckten Materials oder einer Zwischenstufen- Vergütung bei einer Temperatur von 500°C oder darunter (im allgemeinen 200 bis 450°C) unterworfene Stahlbleche im Fall der zwischenstufen-vergüteten Materi alien in Abhängigkeit von den für den Anwendungszweck erforderlichen Eigen schaften sorgfältig ausgewählt.

Da jedoch dünne Stahlbleche aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, insbeson dere mit einem höheren Kohlenstoffgehalt an einer Zunahme von Spannungen in dem Stahl und einer Ausscheidung einer großen Menge von Carbiden im Ver laufen der Wärmebehandlung leiden, ist es unvermeidbar, daß die Schockbestän digkeit als auch die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung unzureichend sind, selbst wenn die Wärmebehandlungsbedingungen sorgfältig ausgewählt wer den.

Es hat sich jedoch gezeigt, daß wenn man solche hochfesten Stähle verwendet, Risse in unter Spannung stehenden Bereichen auftreten, wobei durch Untersu chung der Bruchoberfläche festgestellt wurde, daß der Bruch durch ein Bruch an den Korngrenzen erfolgt. Es hat sich herausgestellt, daß diese Brüche durch Was serstoff verursacht werden, der während der Verwendung des Stahles in den Stahl eindringt. Dies wird nachfolgend als Wasserstoffversprödung oder Wasserstoff sprödbruch bezeichnet.

Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht somit darin, ein Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahlbleches aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt anzugeben, das eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen mechanischen Schock und Abrieb sowie gegen Wasserstoffversprödung aufweist.

Um eine Wasserstoffversprödung zu vermeiden, ist es erforderlich, die als Folge eines hohen Kohlenstoffgehaltes verursachten Spannungen zu unterdrücken. Zu diesem Zweck ist es ratsam, ein CrMo-System oder einen niedriglegierten Stahl, wie SCM435 oder SCM445, welcher einen verminderten Gehalt an Kohlenstoff aufweist, zu verwenden.

Weiterhin ist es von Vorteil, ein feines austenitisches Metallkorngefüge zu verur sachen und die Ausbreitung von Rissen in dem Stahl zu verhindern. Zu diesem Zweck ist es notwendig, die chemische Zusammensetzung des Stahles einschließ lich der Bestandteile Al und N in geeigneter Weise einzustellen. Insbesondere zur Verfeinerung des austenitischen Korngefüges ist es üblich, feine AlN-Teilchen und dergleichen während des Erhitzens der Bramme oder durch Durchwärmen vor dem Abschrecken oder Zwischenstufen-Vergüten auszuscheiden.

Um jedoch noch feinteiligere austenitische Kristallkörnchen zu erzeugen, ist es notwendig, die Menge von Ausscheidungen, die von AlN und dergleichen verschie den sind, zu erhöhen. Es wurde daher von den Erfindern vorgeschlagen, Ti und Nb zuzugeben, um TiN, TiC, Ti(CN), NbC, Nb(CN) oder TiNb(CN) auszuscheiden, in de ren Gegenwart die wirksame Verfeinerung der Kristallkörnchen erreicht werden kann.

Es besteht ein Trend dazu, die Schock-Beständigkeit und die Beständigkeit gegen Wasserstoffverspröden durch Zwischenstufen-Vergütung (Austempering) anstel le von Abschrecken und Tempern zu verbessern. Dies ist auch notwendig, um die Zeitdauer zu verkürzen, die dazu erforderlich ist, die Wärmebehandlung ein schließlich des Abschreckens und Temperns und der Zwischenstufen-Vergütung bei der Herstellung von Automobilbauteilen zu verringern, da zum Bau eines mo dernen Automobils eine zunehmend größere Anzahl von Bestandteilen erforder lich ist und die Herstellungszeit für einen jeden Bestandteil möglichst gering sein sollte. Im Fall des oben beschriebenen niedriglegierten Stahles erfolgt jedoch, wenn die Aufheizzeit zur Erzeugung eines austenitischen Gefüges vor der Zwi schenstufen-Vergütung verkürzt wird, in gewissen Fällen eine Umwandlung aus einem Vor-Gefüge, beispielsweise einem Ferrit-Perlit-Gefüge, in ein austeniti sches Gefüge nicht in ausreichendem Maße, was nach der Zwischenstufen-Vergü tung zu einer lokalen Ansammlung von Kohlenstoff führt, der die Bildung eines gemischten Gefüges aus Martensit und Bainit verursacht. Die Anwesenheit eines solchen gemischten Gefüges beeinträchtigt die Schockbeständigkeit und die Be ständigkeit gegen Wasserstoffversprödung. Daher ist es notwendig, die Bildung ei nes solchen gemischten Gefüges zu verhindern und ein einheitliches Bainit-Gefü ge zu erzeugen, um diese Eigenschaften zu verbessern.

Es ist daher Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein wirtschaftliches und für die Praxis gut geeignetes Verfahren zur Herstellung von dünnen Stahlblechen aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt anzugeben, welches feinteilige Kristallkörn chen aufweist und eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen mechanischen Schock und Abnützung sowie gegen Wasserstoffversprödung besitzt.

Die Erfinder haben nun folgende Erkenntnisse gewonnen:

a) In der Vergangenheit erschien es unmöglich, den Wasserstoffsprödbruch und den Ermüdungsbruch von hochfesten Stählen vollständig zu verhindern. Wenn man jedoch selbst im Fall eines solchen hochfesten Stahles eine spezifische Men ge Nb (0,005 bis 0,100%) in den Stahl einbringt, werden die austenitischen Körn chen feinteiliger, wodurch die Rißbildung durch Wasserstoffversprödung deut lich unterdrückt wird.
b) Wenn man zusätzlich 0,005 bis 0,10% Ti zusetzt, werden während des Erhit zens der Bramme oder während des Durchwärmens vor dem Abschrecken oder der Zwischenstufen-Vergütung Ti(CN) und TiNb(CN) gebildet, wodurch das Korn wachstum der austenitischen Phase deutlich verringert wird.
c) Wenn der Gehalt an P auf 0,030% oder weniger vermindert wird, wird auch die Menge an den austenitischen Korngrenzen ausgeschiedenen Phosphors verrin gert, was zu einer Verbesserung der Zähigkeit des gebildeten Materials führt. Die Anwesenheit einer großen Menge an den Korngrenzen ausgeschiedenen P führt zu einer Korngrenzenversprödung, die in gewissen Fällen zu einem Sprödbruch An laß gibt.
d) Es ist bekannt, daß wenn eine geeignete Menge B zugesetzt wird, dieses gegen über P bevorzugt an den Korngrenzen ausgeschieden wird, so daß die Ausschei dung von P unterdrückt wird. Daher ist es bereits vorgeschlagen worden, B in Stähle einzubringen, um die Ausscheidung von P an den Korngrenzen zu verhin dern. Es hat sich nunmehr gezeigt, daß die Zugabe von B auch dazu dient, durch weitere Festigung der Korngrenzen die Wasserstoffversprödung zu vermeiden.
e) Wenn der S-Gehalt auf 0,020% oder weniger vermindert wird, kann durch eine Verringerung des Mn-Gehaltes die Zähigkeit deutlich verbessert werden, da die Bildung von MnS vermieden wird. Wenn im Gegensatz dazu der Mn-Gehalt hoch ist, wird durch die Anwesenheit einer großen Menge von Mn die Ausscheidung von P an den Korngrenzen gefördert. Wenn jedoch der Mn-Gehalt vermindert wird, kann die Ausscheidung von P an den Korngrenzen in wirksamer Weise verhindert werden. Im allgemeinen wird dann, wenn der Mn-Gehalt niedrig ist, angenom men, daß die Härtbarkeit nachläßt; da jedoch das erfindungsgemäß hergestellte Stahlblech sehr dünn ist, stellt die Härtbarkeit kein so ernstes Problem dar. Im übrigen wird durch die Anwesenheit von Cr und Mo die Festigkeit des erhaltenen Stahles sichergestellt.
f) Im allgemeinen ist es unvermeidbar, daß die Verformbarkeit oder Stanzbar keit des Materials vor dem Abschrecken und Tempern bei Stahlblechen mit ho hem Kohlenstoffgehalt mit verminderter Zähigkeit verringert wird. Wenn jedoch eine spezifische Menge von Mo als Legierungsbestandteil eingearbeitet wird, kann eine Verschlechterung der Zähigkeit nach dem Abschrecken und Tempern, insbesondere die sogenannte "Temperversprödung bei niedrigen Temperaturen" erfolgreich vermieden werden.
g) Wenn die Fertigwalz-Temperatur bei 800°C oder mehr liegt, kann das nach dem Heißwalzen erhaltene Ferrit-Perlit-Korngefüge weiter verfeinert werden, was nach der Wärmebehandlung zu einem einheitlichen Gefüge führt mit einer Ver besserung der Beständigkeit gegen mechanischen Schock und Wasserstoffver sprödung.
h) Wenn die Abkühlgeschwindigkeit nach dem Heißwalzen im Bereich von 5- 40°C/Sekunde liegt, können die proeutektoiden Ferritkörnchen in dem hypoeu tektoiden Zusammensetzungsbereich mit Erfolg verkleinert werden. Daher kann die Heizdauer in dem austenitischen Temperaturbereich während des Durchwärmens vor dem Abschreck-Tempern oder der Zwischenstufen-Vergü tung verkürzt werden.
i) Wenn das heißgewalzte Blech bei einer Temperatur im Bereich von 450 bis 650°C aufgehaspelt wird, kann die Verfeinerung der oben angesprochenen proeu tektoiden Ferritkörnchen gefördert werden, was zu einer Verkürzung der Zeitdau er für das Durchwärmen in dem austenitischen Temperaturbereich vor dem Ab schrecken und Tempern oder der Zwischenstufen-Vergütung führt.

Auf der Basis dieser Erkenntnisse haben die Erfinder Nb, Cu, Ti und B enthaltende Stähle in den japanischen Patentanmeldungen Nr. 156044/1990 und 149645/1990 be schrieben. Diese Stähle besitzen eine ausgezeichnete Zähigkeit, sind jedoch kost spielig, da sie Cu enthalten, welches zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung auf der Oberfläche eines Stahlbleches unverzichtbar ist.

Eine Stahlzusammensetzung ähnlich der oben definierten ist in der japanischen Patentschrift Nr. 35066/1989 beschrieben, bei welcher Legierung der N-Gehalt auf 0,0020% oder weniger und der P-Gehalt auf 0,010% oder weniger beschränkt sind, um klare Korngrenzen zu erzielen. In diesem Fall wird jedoch die Korngröße nach dem Abschrecken und Tempern oder der Zwischenstufen-Vergütung grob, was zu einer Verschlechterung der Beständigkeit gegen Schock und Wasserstoff versprödung führt. Weiterhin wird der in dieser Patentanmeldung beschriebene Stahl im allgemeinen für die Herstellung von Stäben, Stangen und dergleichen verwendet, so daß keinerlei Hinweise für die Wärmebehandlung von dünnen Stahlblechen oder in diesem Zusammenhang auftretende Eigenschaftsverluste gegeben werden.

Es hat sich nunmehr gezeigt, daß auf der Grundlage der oben angesprochenen Er kenntnisse nicht nur die Herstellungskosten verringert werden können, sondern auch die Beständigkeit gegen mechanischen Schock und Wasserstoffversprödung deutlich verbessert werden können, indem man (i) auf das Einarbeiten von Kupfer verzichtet, (ii) den N-Gehalt auf größer als 0,0020, jedoch nicht größer als 0,015% beschränkt, (iii) die Stahlzusammensetzung derart einstellt, daß sie eine ausrei chende Menge von Ti, Al und Nb enthaltenden Carbonitrid aufweist und schließ lich (iv) die Heißwalzbedingungen derart einstellt, daß ein feinteiliges Ferrit-Per lit-Gefüge erhalten wird.

Die oben angesprochenen Aufgabe wird daher durch das Verfahren gemäß Haupt anspruch gelöst. Die Unteransprüche betreffen besonders bevorzugte Ausfüh rungsformen dieses Erfindungsgegenstandes.

Die Erfindung betrifft somit ein Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahl bleches aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, mit hoher Festigkeit und ausge zeichneter Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung nach der Wärmebehand lung, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß man einen Stahl der folgenden Zu sammensetzung in Gew.-%:
0,30-0,70% C,
0,10-0,70% Si
0,05-1,00% Mn
nicht mehr als 0,030% P
nicht mehr als 0,020% S
0,50-2,00% Cr
0,10-0,50% Mo
0,005-0,10% Ti
0,005-0,100% Nb
0,0020%, vorzugsweise 0,0005-0,0020% B,
nicht mehr als 0,10% gelöstes Al
0,0020% < N ≦ 0,015%
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
mit einer Fertigwalztemperatur von 800°C oder mehr heißwalzt;
das heißgewalzte heiße Blech unmittelbar nach Beendigung des Heißwalzens mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 5 bis 40°C/Sekunde, vorzugsweise 10 bis 40°C Sekunde, auf eine Temperatur im Bereich von 500 bis 700, vorzugsweise 550 bis 650°C abkühlt; und
das heißgewalzte heiße Blech bei einer Temperatur von 450-650°C, vorzugsweise 550 bis 650°C aufhaspelt.

Gegebenenfalls kann die beanspruchte Verfahrensweise zusätzlich einen oder mehrere Kaltwalzvorgänge mit einer Dickenverringerung von 20 bis 80% und ein Kistenglühen (box annealing) bei einer Temperatur von (Ac₁- 50) bis (Ac₁+ 30)°C umfassen.

In dieser Weise kann innerhalb einer extrem kurzen Zeitdauer durch Anwenden einer Wärmebehandlung, wie einer Zwischenstufen-Vergütung, ein Bainit-Gefü ge erzeugt werden.

Die Erfindung sei im folgenden näher unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen erläutert. In den Zeichnungen zeigen:

Fig. 1 bis 4 graphische Darstellungen, welche die Ergebnisse der Ausführungsbeispiele der Erfindung verdeutlichen.

Im folgenden sei näher die Zusammensetzung des erfindungsgemäß verarbeite ten Stahles erläutert.

(a) C (Kohlenstoff)

Zur Bildung eines Stahls mit einer ausreichenden Härte, Festigkeit, Härtbarkeit und Verschleißfestigkeit werden 0,30% oder mehr Kohlenstoff zugesetzt. Wenn der Kohlenstoffgehalt oberhalb 0,70% liegt, wird die Verformbarkeit vor der Wärmebehandlung verschlechtert und die Zähigkeit nach der Wärmebehandlung deutlich beeinträchtigt. Daher liegt erfindungsgemäß der Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,30 bis 0,70%, vorzugsweise im Bereich von 0,40 bis 0,60%.

(b) Si (Silicium)

Die Zugabe von Si ist nicht absolut notwendig. Wenn der Si-Gehalt mehr als 0,70% beträgt, besteht die Gefahr, daß der Stahl in gewissem Ausmaß hart und spröde wird. Der Si-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 0,70% beschränkt. Min destens 0,10% Si werden jedoch zugesetzt, um die Härtbarkeit sicherzustellen.

(c) Mn (Mangan)

Das erfindungsgemäß hergestellte dünne Stahlblech, welches Cr und Mo enthält, wird überwiegend zur Herstellung von Zahnrädern, Ketten und dergleichen ver wendet. Im Gegensatz zu herkömmlichen verschleißfesten Stahlblechen für all gemeine Anwendungszwecke ist der Mn-Gehalt erfindungsgemäß verringert, um die Zähigkeit zu erhöhen. Demzufolge ist es erwünscht, daß der Mn-Gehalt so ge ring ist, daß die Zähigkeit verbessert wird. Wenn der Mn-Gehalt mehr als 1,0% be trägt, ist die Härte nach der Wärmebehandlung deutlich größer als notwendig, was zu einer Verschlechterung der Zähigkeit führt. Wenn andererseits der Mn-Ge halt weniger als 0,05% beträgt, nimmt die Menge des in dem Stahl gelösten Schwefels zu, so daß eine Versprödung während der Heißbearbeitung unvermeid bar ist, was zu einer Verschlechterung der Verarbeitbarkeit des Stahlbleches führt. Der Mn-Gehalt ist daher auf 0,05 bis 1,00% und vorzugsweise auf nicht mehr als 0,80% begrenzt.

(d) P (Phosphor)

Phosphor wird vor der Umwandlung an den Austenit-Korngrenzen ausgeschie den und übt einen großen Einfluß auf die Verschlechterung der Beständigkeit ge gen Verspröden, wie den Zwischenkornbruch aus. Daher ist bezüglich der Zähig keit ein möglichst niedriger Phosphorgehalt günstig. Erfindungsgemäß ist daher der P-Gehalt auf 0,030% oder weniger begrenzt. Jedoch ist es bevorzugt, den P-Ge halt weiter zu verringern, wenn eine relativ große Menge von Si und Mn eingear beitet werden. In diesem Fall ist es erwünscht, den P-Gehalt auf nicht mehr als 0,015% zu begrenzen. Im Hinblick auf die Stahlherstellung ist es jedoch er wünscht, die Untergrenze des P-Gehaltes auf 0,010% einzuschränken, um die Herstellungskosten niedrig zu halten.

Die Ausscheidung von Phosphor an den Korngrenzen wird durch die Zugabe von Bor unterdrückt. Dies beruht darauf, daß Bor an den Korngrenzen gegenüber Phosphor bevorzugt ausgeschieden wird, was zu einer geringeren Ausscheidung von Phosphor führt. Daher werden die Austenit-Korngrenzen durch Zugabe von B gefestigt. Das gleiche wird durch die Verringerung des P-Gehaltes erreicht.

(e) S (Schwefel)

Je geringer der S-Gehalt ist, umso wirksamer läßt sich die Ausscheidung von MnS unterdrücken. Dies ist im Hinblick auf die Verbesserung der Zähigkeit er wünscht. Daher ist der S-Gehalt mit 0,020% oder weniger, vorzugsweise 0,10% oder weniger definiert.

(f) Nb (Niob)

Niob dient zur Verfeinerung der Austenitkörnchen und zur Verbesserung der Zä higkeit des Stahls. Die Verfeinerung der Austenitkörnchen ist ebenfalls sehr wirksam zur Unterdrückung des Wasserstoffsprödbruches. Wenn Nb in einer Menge von weniger als 0,005% zugegeben wird, ist seine Wirkung unzureichend. Wenn andererseits Nb in einer Menge von mehr als 0,100% zugesetzt wird, läßt sich der Effekt nicht weiter steigern. Daher ist der Nb-Gehalt auf Werte im Bereich von 0,005 bis 0,100% beschränkt. Vorzugsweise beträgt das Ti/Nb-Verhältnis et wa 0,3 bis 0,7, um zu erreichen, daß ein TiNb-System ausgeschieden wird.

(g) Cr (Chrom)

Cr wird überwiegend mit dem Ziel zugegeben, die Härtbarkeit zu verbessern. Wenn Cr in einer Menge von mehr als 2,0% zugesetzt wird, wird der Stahl hart, was zu ei ner Versprödung führt. Daher ist der Cr-Gehalt auf 0,50 bis 2,00% begrenzt.

(h) Mo (Molybdän)

Die Zugabe von Mo ist wichtig. Sie dient dazu, ein hohes Maß der Zähigkeit nach der Wärmebehandlung ohne Beeinträchtigung der Verformbarkeit vor der Wär mebehandlung (Abschrecken und Tempern) des Stahlbleches aufrechtzuerhal ten. Im allgemeinen tritt beim Tempern eines Stahls bei einer Temperatur von et wa 300°C nach dem Abschrecken eine sogenannte "Tieftemperatur-Temperver sprödung" mit einer deutlichen Verschlechterung der Zähigkeit auf. In gewissen Fällen ist es jedoch erforderlich, ein Tempern bei tiefer Temperatur von etwa 300°C durchzuführen, um das angestrebte Maß der Härte zu erreichen. In der Tat ist die Neigung zur Temper-Versprödung bei dünnen Stahlblechen weniger schäd lich als bei dicken Stahlblechen, so daß dünne Stahlbleche auch bei tieferen Tem peraturen getempert werden können. Jedoch ist eine sehr geringe Verschlechte rung der Zähigkeit unvermeidbar. Die Zugabe von Mo in einer Menge von 0,10% oder mehr ist zur Kompensierung einer Verminderung der Zähigkeit in diesem Bereich sehr wirksam. Wenn der Mo-Gehalt größer als 0,50% ist, steigern sich die Herstellungskosten deutlich, so daß die Obergrenze des Mo-Gehaltes mit 0,50% definiert ist.

(i) Ti (Titan)

Ti dient zu einer wirksamen Steigerung der Härtbarkeit, der Härte und der Zugfe stigkeit des Stahls durch die Bildung von fein dispergiertem TiN oder TiC. Weiter hin vereinigt sich Ti mit Nb unter Bildung einer komplexen Ausscheidung der Formel TiNb(CN), welche die Verfeinerung der Austenitkörnchen fördert. Wenn zusätzlich B zugegeben wird, unterdrückt die Anwesenheit von Ti die Ausschei dung von BN in den Körnern und die Ausscheidung von P an den Korngrenzen, wo durch eine Verschlechterung der Beständigkeit gegen mechanischen Schock und Wasserstoffversprödung vermieden wird. Wenn jedoch der Ti-Gehalt weniger als 0,005% beträgt, können sich die oben angesprochenen Vorteile nicht mehr erzie len lassen. Die Zugabe von Ti in einer Menge von mehr als 0,10% erhöht die Her stellungskosten und führt zu einer Härtung des Stahls. Der Ti-Gehalt liegt daher im Bereich von 0,005 bis 0,10%. Es ist weiterhin erwünscht, Ti in einer Menge zu zugeben, die nicht größer ist als die Menge von Nb, um die Ausscheidung eines komplexen TiNb-Systems zu ermöglichen.

(j) gelöstes Al (gelöstes Aluminium)

Al wird dem Stahl gegebenenfalls als Desoxidationsmittel zugesetzt. Wenn der Al-Gehalt mehr als 0,10% beträgt, erhöhen sich die Herstellungskosten und erge ben einen harten Stahl. Im Hinblick auf die Steuerung der Korngröße der austeni tischen Körnchen ist die Zugabe einer überschüssigen Menge Al unerwünscht. So mit ist die Zugabe von Al in einer Menge von nicht mehr als 0,10% möglich.

(k) N (Stickstoff)

Das Einbringen von Stickstoff dient zur Verbesserung der Härte und der Zugfe stigkeit des Stahls. Die Anwesenheit von Stickstoff ist aufgrund der Bildung von AlN, TiN und dergleichen wirksam zur Unterdrückung des Kornwachstums der austenitischen Körner und führt zu einer Verbesserung der Zähigkeit. Zu diesem Zweck ist der N-Gehalt auf mehr als 0,0020% begrenzt. Wenn der N-Gehalt jedoch mehr als 0,015% beträgt, wird die Formbarkeit vor dem Abschrecken wegen einer Zunahme der Härte beeinträchtigt. Daher ist die Obergrenze auf 0,015% festge setzt.

(l) B (Bor)

B ist ein gegebenenfalls zu verwendendes Element, da es aufgrund seiner Anwe senheit in gelöster Form an den Korngrenzen die Härtbarkeit verbessert und die Korngrenzen verfestigt. Wenn B in einer Menge von 0,0005% oder mehr zugesetzt wird, wird das Auftreten von Sprödbruch deutlich unterdrückt. Die Wirkung die ses Elements läßt jedoch nach, wenn es in zu großer Menge zugesetzt wird; darüber hinaus werden hierdurch die Herstellungskosten unnötig erhöht. Daher ist erfin dungsgemäß der B-Gehalt auf nicht mehr als 0,0020% beschränkt.

(m) Fertigwalztemperatur (Finishing Temperature)

Die Fertigwalztemperatur ist auf 800°C oder mehr begrenzt, um eine Ausschei dung von pseudoeutektoidem Ferrit vor dem Fertigwalzen zu verhindern. Die Obergrenze beträgt vorzugsweise 880°C, um die Rißbildung beim Ätzen und Kalt walzen zu vermeiden, weil die Rißbildung durch eine Zunahme der Härte des heiß gewalzten Stahlbleches verursacht wird.

(n) Abkühlgeschwindigkeit des heißgewalzten Stahlbleches

Zur Erzeugung eines feinen Ferrit-Perlit-Kristallkorngefüges ist nicht nur die Fertigwalztemperatur, sondern auch die Abkühlgeschwindigkeit des heißge walzten Stahlbleches wichtig.

Im allgemeinen wird angenommen, daß umso geringer die Abkühlgeschwindig keit des Ferrits ist, umso kleiner die Anzahl grober Körnchen aus proeutektoiden Ferrit ist. Solche groben Ferritkörnchen beeinträchtigen die Verfeinerung des austenitischen Korngefüges und führen zu einer Verlängerung der Wärmebehand lungszeit, da Kohlenstoff und Legierungselemente, wie Mn, Cr und Mo in dem aus tenitischen Temperaturbereich eine größere Zeitdauer zum Diffundieren benöti gen. Zur Vermeidung solcher Nachteile ist es notwendig, die Abkühlgeschwindig keit des heißgewalzten Stahlbleches zu erhöhen. Wenn jedoch die Abkühlge schwindigkeit nach dem Fertigwalzen kleiner als 5°C/Sekunde ist, kann keine Verfeinerung eines austenitischen Korngefüges erreicht werden. Wenn anderer seits die Abkühlgeschwindigkeit mehr als 40°C/Sekunde beträgt, nimmt die Här te des Stahlbleches zu, was zu einer Rißbildung während des Ätzens und Kaltwal zens führt.

Demzufolge wird die Abkühlgeschwindigkeit nach dem Fertigwalzen auf 5 bis 40°C/Sekunde, vorzugsweise 10 bis 40°C/Sekunde eingestellt. Noch bevorzugter beträgt die Abkühlgeschwindigkeit 10 bis 20°C/Sekunde, da bei einer Abkühlge schwindigkeit von mehr als 20°C/Sekunde das heißgewalzte Stahlblech spröde wird, was manchmal zur Rißbildung während des Beizens Anlaß gibt.

(o) Haspeltemperatur

Nach dem Abkühlen auf 500 bis 700°C, vorzugsweise 550 bis 650°C wird das erhal tene, heißgewalzte Stahlblech bei einer Temperatur von 450 bis 650°C, vorzugs weise 550 bis 650°C aufgehaspelt. Wenn die Haspeltemperatur mehr als 650°C be trägt, wird der proeutektoide Ferrit grob, selbst wenn das Stahlblech unter den oben angegebenen Bedingungen abgekühlt wird, so daß nach dem Formen eine längere Wärmebehandlung erforderlich wird. Wenn das Stahlblech andererseits bei einer Temperatur von weniger als 450°C aufgehaspelt wird, härtet das Stahl blech aus, was zur Rißbildung während des Ätzens und Kaltwalzens führen kann. Demzufolge ist erfindungsgemäß die Haspeltemperatur auf 450 bis 650°C, vor zugsweise 550 bis 650°C begrenzt.

(p) Kaltwalzen

Nach einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird das in dieser Weise erhaltene heißgewalzte Stahlblech erforderlichenfalls kaltgewalzt und dann ka stengeglüht (beziehungsweise kistengeglüht). Die Dickenverminderung während des Kaltwalzens beträgt 20% oder mehr, um sicherzustellen, daß die gewünschte Genauigkeit der Enddicke erreicht wird. Die Obergrenze der Dickenverminde rung beträgt 80%, da eine Dickenverminderung von mehr als 80% zu einer Riß bildung während des Kaltwalzens führen können. Erfindungsgemäß beträgt da her die Dickenverminderung während des Kaltwalzens vorzugsweise 20 bis 80%.

(q) Wärmebehandeln beziehungsweise Glühen

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung kann nach dem Kalt walzen eine kugelbildende Wärmebehandlung oder Glühbehandlung durchge führt werden, um das kaltgewalzte Stahlblech weichzumachen. Die Glühbedin gungen sind in Abhängigkeit von den zugesetzten Legierungselementen als (Ac₁- 50) - (Ac₁ + 30)°C definiert. Wenn die Glühtemperatur weniger als (Ac₁- 50)°C be trägt, dauert es sehr lange, um die Sphäroidisierung der Zementite zu erreichen, so daß das Verfahren weniger wirksam ist. Wenn andererseits die Temperatur oberhalb (Ac₁ + 30)°C liegt, wird das Ferrit-Perlit-Gefüge erneut grob und führt zu einer Verlängerung der Zeitdauer der Wärmebehandlung. Weiterhin nimmt die Festigkeit des Materials zu, was zu einer Verschlechterung der Verformbarkeit, das heißt das beim Abnehmer durchgeführte Pressen oder Formen in die endgül tige Form führt. Eine Glühbehandlung während einer Stunde oder mehr ist für die Bildung der kugeligen Ausscheidung erforderlich. Für diesen Zweck wendet man das Kistenglühen oder Kastenglühen an.

Aus den obigen Gründen wird gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Er findung das Glühen durch Kistenglühen bei einer Temperatur von (Ac₁ - 50) - (Ac₁ + 30)°C während einer Stunde oder mehr durchgeführt. Aus Gründen der besseren Produktivität ist es erwünscht, die Behandlungsdauer auf höchstens 24 Stunden zu begrenzen.

Das mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellte dünne Stahlblech wird nach dem Vertrieb an die Abnehmer in die gewünschte Form gebracht und dann einer Wärmebehandlung unterworfen, um das erforderliche Maß der Härte und die weiteren Eigenschaften des Endproduktes zu erzielen.

Die Erfindung sei im folgenden näher unter Bezugnahme auf die beigefügten Bei spiele erläutert.

Beispiel 1

Die in der nachfolgenden Tabelle 1 angegebenen Stähle A bis H werden unter An wendung der in der Tabelle 2 angegebenen Bedingungen Nr. 1 heißgewalzt. Aus den erhaltenen Stahlblechen werden Probestücke mit einer Dicke von 1 mm heraus geschnitten und mit einer V-förmigen Kerbe in der Mitte eines Randes versehen. Dann erfolgt eine Zwischenstufen-Vergütung unter Anwendung der in der Tabelle 3 angegebenen Bedingungen, um diesen Probenstücken eine Zugfestigkeit von 1177 N/mm² (120 kgf/mm²) zu verleihen. Die in dieser Weise erhaltenen Probe stücke werden bei einer Belastung von 588 N/mm² (60 kgf/mm²) in warmes Was ser mit einer Temperatur von 50°C eingetaucht, um die Zeitdauer zu bestimmen, nach der ein Bruch der Probestücke erfolgt. Die hierbei erhaltenen Ergebnisse sind in der Fig. 1 zusammengestellt.

Es ist erkennbar, daß die Stähle A bis E den Stählen F bis H im Hinblick auf die Rißbeständigkeit im Bereich der Zugfestigkeit von 1471 N/mm² (150 kgf/mm²) oder mehr überlegen sind. Von den in der Tabelle 1 angegebenen Stählen erfüllen nur die Stähle A bis E die angestrebte Zugfestigkeit von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) und das Auftreten von Rissen erst nach 55 Stunden.

Beispiel 2

Bei diesem Beispiel werden die in Tabelle 1 angegebenen Stähle A, B und E verwen det. Sie enthalten die gleichen Mengen an Mn und Cr, unterscheiden sich jedoch in ihrem Kohlenstoffgehalt. Das Heißwalzen dieser Stähle erfolgt unter Anwen dung der unter den Nummern 1 bis 8 in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen. Die Heißwalzbedingungen der Nummern 1 bis 4 entsprechen der erfindungsgemäßen Lehre.

Die Untersuchung der Wasserstoffversprödung erfolgt an den erhaltenen heißge walzten Stahlblechen in der in Beispiel 1 beschriebenen Weise. Die Ergebnisse sind graphisch in den Fig. 2 bis 4 wiedergegeben. Die Bezugsziffern in den Fi guren entsprechen der Nummer der in der Tabelle 2 angegebenen Heißwalzbedin gungen.

Die Fig. 2 verdeutlicht die Zugfestigkeit und die Beständigkeit gegen Wasser stoffbruch der Probestücke aus dem Stahl A (0,34% C), die unter den Bedingungen der Nummern 1 bis 8 heißgewalzt worden sind. Wenn der Stahl unter den Bedin gungen der Nummern 1 bis 4 heißgewalzt wird, erfüllt das heißgewalzte Stahl blech die Anforderungen an die Zugfestigkeit und die Beständigkeit gegen den Wasserstoffbruch. Wenn der Stahl jedoch unter den Bedingungen der Nummern 5 bis 8 heißgewalzt wird, so erfüllt er diese Anforderungen nicht.

Die Fig. 3 verdeutlich die Zugfestigkeit und die Beständigkeit gegen Wasserstoff bruch der Probestücke aus dem Stahl B (0,51% C), die unter Anwendung der Bedin gungen der Nummern 1 bis 8 heißgewalzt worden sind. Wenn der Stahl unter An wendung der Bedingungen der Nummern 1 bis 4 heißgewalzt wird, erfüllen einige der heißgewalzten Stahlbleche die Anforderungen an die Zugfestigkeit und die Beständigkeit gegen den Wasserstoffbruch. Wenn jedoch der Stahl unter Anwen dung der Bedingungen der Nummern 5 bis 8 heißgewalzt wird, so erfüllen die er haltenen Bleche die Anforderungen überhaupt nicht.

Fig. 4 verdeutlicht die Zugfestigkeit und die Beständigkeit gegen Wasserstoff bruch von Probestücken aus dem Stahl B (0,68% C), die unter Anwendung der Bedingungen der Nummern 1 bis 8 heißgewalzt worden sind. Wenn der Stahl unter Anwendung der Bedingungen Nummer 1 bis 4 heißgewalzt wird, erfüllen einige der heißgewalzten Stahlbleche die Anforderungen an die Zugfestigkeit von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr und die Beständigkeit gegen Wasserstoffbruch während 55 Stunden oder mehr. Die Stahlbleche, die unter Anwendung der Bedin gungen der Nummern 5 bis 8 heißtgewalzt worden sind, erfüllen diese Anforde rungen jedoch überhaupt nicht.

Es ist daher aus den obigen Ausführungen ersichtlich, daß das erfindungsgemäß heißgewalzte dünne Stahlblech eine bemerkenswerte Verbesserung der Zugfe stigkeit als auch der Beständigkeit gegen Wasserstoffbruch nach der Zwischen stufen-Vergütung zeigt.

Beispiel 3

Bei diesem Beispiel werden die Stähle A bis H der Tabelle 1 unter Anwendung der Bedingungen der Nummern 1 bis 4, wie sie in Tabelle 2 angegeben sind, heißge walzt und die erhaltenen Stahlbleche werden kaltgewalzt und dann unter Anwen dung der in der Tabelle 4 angegebenen Bedingungen kastengeglüht. Dann wird das Auftreten von Rissen längs der Ränder während des Kaltwalzens und die Härte nach dem Glühen untersucht. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 5 bis 8 wieder gegeben.

Es ist aus den Ergebnissen ersichtlich, daß die unter Anwendung der Bedingungen (a) bis (d) der Tabelle 4 kaltgewalzten und geglühten Stähle frei von Rissen an den Rändern sind und nach dem Glühen eine Härte von weniger als 85 HRB aufweisen.

Im Gegensatz dazu zeigt ein Stahl, der unter Anwendung der Bedingungen (e) und (f) der Tabelle 4, die außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches liegen, kaltge walzt und geglüht worden ist, eine Härte von mehr als 85 HRB, da eine niedrigere Glühtemperatur oder eine kürzere Glühdauer angewandt wurden. Der unter An wendung der Bedingung (g) der Tabelle 4 bearbeitete Stahl zeigt eine Rißbildung an den Rändern bei jeglicher Stahlzusammensetzung und jeglicher Heißwalzbedin gung, da die Dickenverminderung zu groß war. Weiterhin besitzt der unter An wendung der Glühbedingung (h) der Tabelle 4 bearbeitete Stahl eine Härte von mehr als 85 HRB, da die Dickenverminderung zu gering ist und das kugelige Aus scheiden des Zementits nach dem Glühen nicht in ausreichendem Maße erfolgte.

Somit ist es gemäß den oben angegebenen bevorzugten Ausführungsformen mög lich, den Stahl ohne Rißbildung an den Rändern beim Kaltwalzen und durch Glü hen unter Anwendung der erfindungsgemäß definierten Bedingungen zu erwei chen.

Beispiel 4

Bei diesem Beispiel werden die Maßnahmen des Beispiels 3 mit den in der Tabelle 9 angegebenen Stählen wiederholt. Nach der Durchführung der Zwischenstufen- Vergütung (Austempering) der erhaltenen Stähle werden die Zugfestigkeit und die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung in der in Beispiels 1 beschriebenen Weise bestimmt.

Die erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle 10 angegeben. Ein Sternchen ver deutlicht die Tatsache, daß die Behandlungsbedingungen außerhalb des erfin dungsgemäßen Bereiches liegen, während zwei Sternchen den Fall betreffen, daß die Behandlungsbedingungen außerhalb des bevorzugten Bereiches der Erfin dung liegen.

Tabelle 2

Tabelle 3

Tabelle 4

Tabelle 5

Tabelle 6

Tabelle 7

Tabelle 8

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahlblechs aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, hoher Festigkeit und ausgezeichneter Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung nach der Wärmebehandlung, dadurch gekennzeichnet, daß man einen Stahl der folgenden Zusammensetzung in Gew.-%:
0,30-0,70% C
0,10-0,70% Si
0,05-1,00% Mn
nicht mehr als 0,030% P
nicht mehr als 0,020% S
0,50-2,00% Cr
0,10-0,50% Mo
0,005-0,10% Ti
0,005-0,100% Nb
0-0,0020% B
nicht mehr als 0,10% gelöstes Al
0,0020% < N ≦ 0,015%
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
mit einer Fertigwalztemperatur von 800°C oder mehr heißwalzt;
das heißgewalzte heiße Blech unmittelbar nach Beendigung des Heißwalzens mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 5 bis 40°C/Sekunde auf eine Temperatur im Be reich von 500 bis 700°C abkühlt; und
das das heißgewalzte heiße Blech bei Temperatur von 450 bis 650°C aufhaspelt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der B-Gehalt 0,0005 bis 0,0020% beträgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Mn-Gehalt nicht mehr als 0,80% beträgt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt nicht mehr als 0,010% beträgt.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Ti/Nb-Ge wichtsverhältnis 0,3 bis 0,7 beträgt.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlge schwindigkeit 10 bis 20°C/s beträgt.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß man nach dem Haspeln einen oder mehrere Kaltwalzvorgänge mit einer Dicken verminderung von 20 bis 80% und ein Kastenglühen bei einer Temperatur von (Ac₁- 50) - (Ac₁ + 30)°C durchführt.