DE69418565T2

DE69418565T2 - Wärmeunbehandelter stahl zum warmschmieden, verfahren zur herstellung eines daraus hergestellten schmiedestückes und schmiedestück

Info

Publication number: DE69418565T2
Application number: DE69418565T
Authority: DE
Inventors: Yoshiro Koyasu; Motohide Mori; Masami Suzuki; Hiromasa Takada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-04-05
Filing date: 1994-04-05
Publication date: 1999-10-14
Anticipated expiration: 2014-04-06
Also published as: WO1994023085A1; JPH06287679A; JP3139876B2; EP0648853A4; DE69418565D1; US5660648A; EP0648853B1; EP0648853A1

Description

Technisches Gebiet der Erfindung

Unter Stahlmaterialien, die bearbeitet werden, um Maschinenteile, wie Autoteile und industrielle Maschinenteile herzustellen, betrifft die vorliegende Erfindung einen mikrolegierten Stahl für ein Warmschmiedestück, aus dem durch Bearbeiten, zum Beispiel Warmschmieden oder Warmwalzen (als warmbearbeitet in einigen Fällen) und in einigen Fällen anschließendem Vergüten Maschinenteile hergestellt werden, ein Verfahren zum Herstellen eines mikrolegierten Warmschmiedestückes unter Verwendung dieses Stahls und ein mikrolegiertes Warmschmiedestück.

Stand der Technik

Viele Autoteile und industrielle Maschinenteile werden durch Warmbearbeiten eines Stahlbarrens und Abschrecken und Anlassen der bearbeiteten Produkte, um die Struktur zu verfeinern und die Festigkeit und Zähigkeit zu erhöhen, hergestellt und die so erhaltenen Teile werden verwendet. Jedoch sind Maschinenteile, die ohne eine Äbschreck- und Anlaßbehandlung hergestellt werden, um die Kosten zu reduzieren, namentlich Teile, die aus mikrolegiertem Stahl zum Warmschmieden hergestellt werden (im folgenden als mikrolegierter Stahl bezeichnet) in den jüngsten Jahren zunehmend gebräuchlich geworden. In den jüngsten Jahren ist ein verringerter Kraftstoffverbrauch gefordert worden, um die globale Umwelt zu schützen. Eine wirksame Methode zur Verringerung des Kraftstoffverbrauchs ist das Senken des Gewichts der Fahrzeuge. Folglich ist das Verbessern der Festig keit der Autoteile und so die Teile klein und leicht zu machen ein bedeutendes Ziel.
Um insbesondere Stahlteile zu versteifen, müssen die Stahlteile eine Bainit- oder Martensitstruktur aufweisen. Verschiedene Arten von Erfindungen sind offenbart worden, die mikrolegierte Stähle aus Bainitstrukturen betreffen. Die japanische Patentoffenlegungsveröffentlichung Nr. 1-177339 offenbart einen mikrolegierten Stahl, der in einem luftgekühlten Zustand nach dem Warmschmieden verwendet werden kann.
Ein Stahl, der ebenfalls in seinem warmgeschmiedeten Zustand verwendbar ist und der eine Zusammensetzung aufweist, die sich von jener der Erfindung im Si-Gehalt von 0,1-1,0% unterscheidet (im dem der Erfindung naheliegendsten Beispiel Nr. 2 beläuft sich der Si-Gehalt auf 0,277%) wird in JP-A-63 57742 offenbart. Da Bainitstahl den Nachteil aufweist, daß er eine niedrige Streckgrenze aufweist, ist der Stahl herkömmlich durch weiteres Vergüten zäh gemacht worden. Zum Beispiel offenbart die japanische Patentoffenlegungsveröffentlichung Nr. 2-25516 ein Verfahren, das das Vergüten eines Bainitstahl bei einer Temperatur von 200 bis 600ºC nach dem Schmieden aufweist, um den Stahl zäh zu machen.
Jedoch ist die Nachfrage nach Autos mit niedrigem Kraftstoffverbrauch zunehmend stark geworden, und weiter gefestigte und zäh gemachte Teile sind daher erforderlich.

Zusammnenfassung der Erfindung

Als Ergebnis einer Untersuchung der Verbesserung der Zugfestigkeit herkömmlicher Stahlteile, die als mit dem Antrieb verbundene Teile von Autos verwendet werden, haben die gegenwärtigen Erfinder entdeckt, daß ein mikrolegierter Stahl mit einer Bainitstruktur, der meistens bisher eine Zugfestigkeit von annährend bis zu 1000 MPa aufwies, verhältnismäßig leicht verbessert werden kann, indem er durch Erhöhen von Legierungselementen darin eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa erhält, und haben so die vorliegende Erfindung erzielt.
Ferner ist es schwierig gewesen, dem mikrolegierten Bainitstahl eine Zähigkeit, die für mit dem Antrieb verbundene Teile von Autos notwendig ist, als auch eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa zu verleihen. Desweiteren weist der mikrolegierte Bainitstahl eine Problem auf, daß er ein niedriges Streckverhältnis aufweist.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Stahlmaterial für warmgeschmiedete mikrolegierte Bainitstahlteile, das in einen warmgeschmiedeten Zustand eine Zugfestigkeit, die 1000 MPa überschreitet, und eine hohe Zähigkeit aufweist und eine hohe Streckgrenze verwirklicht, namentlich einen mikrolegierten Stahl zum Warmschmieden, ein Verfahren zur Herstellung eines mikrolegierten Warmschmiedestückes und das Warmschmiedestück bereitzustellen.
Der Gegenstand der vorliegenden Erfindung wird im folgenden beschrieben.
(1) Mikrolegierter Stahl zum Warmschmieden, der in Gewichtsprozenten aufweist: von 0,15 bis 0,40% C, von 0,90 bis 3,00% Si, von 1,20 bis 3,00% Mn, von 0,10 bis 0,50% Cr, von 0,03 bis 0,10% S, von 0,05 bis 0,50% V, von 0,0080 bis 0,0200% N und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
der ein Kohlenstoffäquivalent (Ceq.), das durch die folgende Formel repräsentiert wird
Ceq. (%) = C + 0,10 (%Si) + 0,18 (%Mn) + 0,21 (%Cr) + 0,328 (%V)
von mindestens 0,82% aufweist, und
einen Bainitumwandlungsstartpunkt Bs, der durch die folgende Formel repräsentiert wird
Bs (K) = 1152 - 618 (%C) - 25 (%Si) - 76 (%Mn) -55 (%Cr) - 127 (%V)
von bis zu 810 K aufweist.
(2) Mikrolegierter Stahl zum Warmschmieden nach (1), wobei der mikrolegierte Stahl ferner von 0,005 bis 0,050% A1 und/oder von 0,002 bis 0,050% Ti enthält.
(3) Mikrolegierter Stahl zum Warmschmieden, der ferner von 0,05 bis 1,00% Mo und/oder von 0,01 bis 0,50% Nb, zusätzlich zu den Komponenten nach (1) und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen aufweist,
der ein Kohlenstoffäquivalent (Ceq.), das durch die Formel repräsentiert wird
Ceq. (%) = C + 0,10 (%Si) + 0,18 (%Mn) + 0,21 (%Cr) + 0,155 (%Mo)1/2 + 0,328 (%V + %Nb)
von mindestens 0,82% aufweist, und
eine Bainitumwandlungsstartpunkt Bs, der durch die Formel repräsentiert wird
Bs (K) = 1152 - 618 (%C) - 25 (%Si) - 76 (%Mn) -55 (%Cr) - 69 (%Mo) - 127 (%V + %Nb)
von bis zu 810 K aufweist.
(4) Mikrolegierter Stahl zum Warmschmieden nach (3), wobei der Stahl ferner von 0,005 bis 0,050% Al und/oder von 0,002 bis 0,050% Ti enthält.
(5) Verfahren zur Herstellung eines mikrolegierten Stahls zum Warmschmieden, das die Schritte aufweist:
Bearbeiten des mikrolegierten Stahls bei einer Temperatur von mindestens 1270 K,
Abkühlenlassen des bearbeiteten Produkts oder, nach Bearbeiten bei einer Temperatur von mindestens 1 : 270 K und Abkühlenlassen des bearbeitet Produkts, weiteres Vergüten des abgekühlten Produkts bei einer Temperatur von 450 bis 900 K.
(6) Mikrolegiertes Warmschmiedestück, das den Stahl nach (1), (2), (3) oder (4) aufweist, das eine Bainitstruktur in einem Volumen von mindestens 80% aufweist und eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa aufweist.

Beste Ausführungsart der Erfindung

Zuerst haben die gegenwärtigen Erfinder ein Verfahren zum Erzielen eines hohen Streckverhältnisses untersucht. Obwohl Bainitstahl als eine Struktur mit isothermer Umwandlung bekannt ist, enthält ein Bainitistahl in einem warmgeschmiedeten, und nicht-abgeschreckten und angelassenen Zustand häufig in seiner Struktur nicht nur Bainit, sondern erhält auch Austenit und Martensit. Die Struktur wird wie unten beschrieben gebildet. Da die Zeitspanne für den Stahl, anschließend an das Warmschmieden den Bainitumwandlungstemperaturbereich während einer Luftkühlung zu durchlaufen, nicht ausreichend ist, wird das Austenit, das nicht umgewandelt worden ist, bis zu einer tiefen Temperatur erhalten, und ein Teil des Austenits wird bei einer tieferen Temperatur in Martensit umgewandelt. Das niedrige Streckverhältnis des Bainitstahls wird durch eine große Menge des weichen erhaltenen Austenits verursacht.
Der Stahl kann effektiv durch Abbauen der erhaltenen Austenitstruktur durch Vergüten und folgliches Ändern der Struktur in eine zähe Struktur so hergestellt werden, daß er ein hohes Streckverhältnis aufweist. Der vorliegenden Erfindung ist es insbesondere durch Verfeinern der Struktur des Stahls und Vergüten des Stahls anschließend an das Warmschmieden in Kombination gelungen, Stahl herzustellen, der sowohl eine hohe Zähigkeit als auch ein hohes Streckverhältnis aufweist.
Als Ergebnis von mehrfachem Ausführen von Untersuchungen des Zähmachens eines Bainitstahls, haben die gegenwärtigen Erfinder entdeckt, daß der Bainitistahl effektiv durch eine Kombination einer Verfeinerung einer warmgeschmiedeten Bainitlat tenstruktur durch Einstellen der Komponenten des Stahls, so daß der Stahl eine niedrige Bainitumwandlungsstarttemperatur (Bs) aufweist, und Hinzufügen einer verhältnismäßig großen Menge Si zäh gemacht werden kann. Erhöhen des Gehalts von Mn, V und Mo, während der Gehalt an Cr minimiert wird, der innerhalb des garantierten Gehalts liegt, ist effektiv beim Einstellen der Bs des Stahls auf einen niedrigen Wert. Überdies ist es offensichtlich geworden, daß die Bruchfläche des Stahls zur Zeit eines Stahlbruchs verfeinert wird, indem die vorherige Austenitstruktur daran gehindert wird, zu vergröbern, und als Ergebnis die Zähigkeit verbessert wird. Die vorherige Austenitstruktur kann durch den Pinningeffekt eines Carbonitrids oder MnS daran gehindert werden, zu vergröbern.
Obwohl Vergüten eines Bainitstahls wirksam ist, den Stahl dazu zu bringen, eine hohe Zähigkeit als auch ein hohes Streckverhältnis aufzuweisen, gibt es eine Begrenzung der Zähigkeit, die der Stahl erreichen kann, selbst wenn der Stahl am geeignetsten vergütet wird, in Fällen, wo die warmgeschmiedet Struktur des Stahls grob ist. Es ist schwierig gewesen, Bainitistahl, der eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa aufweist, dazu zu bringen, eine Kerbschlagzähigkeit aufzuweisen, die zu jener eines herkömmlichen abgeschreckten und angelassenen Stahls vergleichbar ist.
Eine Kombination einer Verfeinerung der Bainitlattenstruktur, Hinzufügen einer verhältnismäßig großen Menge an Si und Vergüten des Stahls ist ein Verfahren, dem Stahl höchste Zähigkeit zu geben.
Gründe zum Einschränken der Gestaltung der vorliegenden Erfindung werden im folgenden erläutert werden.
C: C ist ein Element zum Festigen des Stahls. Wenn der Gehalt an C kleiner 0,15% ist, wird eine große Menge von Legie rungselementen notwendig, um eine Zugfestigkeit von 1000 MPa zu verwirklichen. Als Ergebnis wird der Verformungswiderstand des Stahls während der Warmschmiedens groß, und die Lebensdauer des Schmiedegesenks wird kurz. Wenn der C-Gehalt 0,40% überschreitet, wird die Zähigkeit erniedrigt.
Si: Si ist ein Lösungsverstärkungselement, und dient dazu, die erhaltene Austenitstruktur zu verfeinern und die Festigkeit und Zähigkeit des Stahls zu verbessern. Obwohl mindestens 0,90% des Si-Gehaltes erforderlich ist, die Zähigkeit des Stahls zu verbessern, wird die maschinelle Bearbeitbarkeit erniedrigt, wenn Si in einer Menge hinzugefügt wird, die 3,00% überschreitet.
Mn: Mn ist wirksam beim Erhöhen der Härtbarkeit des Stahls, wobei die Bainitstruktur (im Schmiedezustand und abgekühlten Zustand) zu einer verfeinerten Bainitstruktur gemacht wird, und deren Festigkeit und Zähigkeit erhöht wird. Ein Mn-Gehalt von weniger als 1,20% ist beim Zähmachen des Stahls unzureichend. Ein Mn-Gehalt, der 3,00% überschreitet, erniedrigt dessen Zähigkeit.
Cr: Cr ist dasselbe wie Mn und Mo, darin daß es ein Element ist, das wirksam beim Verfeinern der warmgeschmiedeten und abgekühlten Bainitstruktur des Stahls ist. Da jedoch Erhöhen des Gehalts an Mn, V und Mo effektiver als Erhöhen des Gehalts an Cr beim Erniedrigen der Bainitumwandlungsstarttemperatur Bs und Verfeinern dessen Struktur ist, wird der Gehalt an Cr so definiert, daß er bis zu 0,50% geht. Ferner wird die Untergrenze des Cr-Gehaltes so definiert, daß sie 0,10% beträgt, wobei dieser Gehalt durch die Kapazität des Verfahrens zur Herstellung des Stahls leicht garantiert werden kann.
S: S bildet MnS im Stahl, das frühe Austenitkörner daran hindert, zu vergröbern, die Bainitlattenzellen klein macht und die Zähigkeit des Stahls verbessert. Obwohl ein Gehalt an S von mindestens 0,03% erforderlich ist, um dessen Zähigkeit zu verbessern, verschlechtert die Zugabe von S in einem Gehalt, der 0,10% überschreitet, dessen Zähigkeit. S ist auch zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit des Stahls wesentlich.
V: V erniedrigt die Bainitumwandlungstemperatur des Stahls während des Schmiedens, verfeinert die Bainitstruktur im Schmiedezustand und abgekühlten Zustand und erhöht dessen Zähigkeit, und schlägt sich nieder, wenn man den Stahl nach dem Schmieden abkühlen läßt, um den Stahl zu festigen. Überdies schlägt sich V in im Stahl gelösten Zustand zur Zeit des Vergütens nieder, um ihn weiter zu festigen. Die Zugabe von V in einer Menge von mindestens 0,05% ist erforderlich, um solche Wirkungen, wie vorher erwähnt, auszuüben. Jedoch wird die Obergrenze der Zugabemenge von V so definiert, daß sie 0,50% beträgt, um den Anstieg der Kosten des Stahls zu beherrschen.
N: N bildet Nitride mit Al und Ti, wobei diese Nitride die Austenitstruktur des Stahls während des Warmschmiedens daran hindern, zu vergröbern, und erhöht dessen Zähigkeit. Es ist erforderlich, daß der Gehalt an N mindestens 0,008% beträgt. Jedoch wird, wenn N in einer Menge zugegeben wird, die 0,0200% überschreitet, die Wirkung gesättigt.
Mo: Mo ist dasselbe wird V beim Verfeinern der Struktur und Erhöhen der Zähigkeit des Stahls. Der Stahl, der Mo enthält, schlägt Mo-Carbid nieder, so daß er gefestigt wird, wenn der Stahl nach dem Warmschmieden vergütet wird. Die Zugabe von Mo in einer Menge von mindestens 0,05% ist erforderlich, wenn erwartet wird, daß der Stahl eine hohe Zähigkeit aufweist. Da dessen Zugabe in einer großen Menge die Kosten des Stahls erhöht, wird die zugegeben Menge auf bis zu 1,00% begrenzt.
Nb: Nb hindert als ein Nitrid die Austenitstruktur des Stahls daran, zu vergröbern. Nb ist in einem gelösten Zustand dasselbe wie V und Mo beim Verfeinern der Bainitstruktur und Erhöhen der Festigkeit und Zähigkeit des Stahls. Überdies schlägt sich im Stahl gelöstes Nb während des Vergütens nieder, und dient dazu, den Stahl weiter zu festigen. Es ist erforderlich, daß Nb in einer Menge von mindestens 0,01% hinzugegeben wird, um solche Wirkungen, wie oben erwähnt, auszuüben. Wenn jedoch die zugegebene Menge 0,50% überschreitet, wird dessen Zähigkeit erniedrigt.
Al und Ti werden im Stahl als Carbonitride niedergeschlagen und dispergiert, was die Austenitstruktur daran hindert, zu vergröbern und insbesondere die Zähigkeit während des Schmiedens und Nacherwärmens erhöht. Die Mengen an Al und Ti, die notwendig sind, die Austenitstruktur daran zu hindern, zu vergröbern betragen mindestens 0,005% bzw. 0,002%. Wenn jedoch Al und Ti in großen Mengen hinzugegeben werden, bilden sie vergröbernde Niederschläge, die den Stahl verspröden. Dementsprechend werden die Obergrenzen der hinzugegebenen Mengen an Al und Ti so definiert, daß sie 0,050% bzw. 0,050% betragen.
Die gegenwärtigen Erfinder haben Warmschmiedestähle betrachtet, und die Zugeigenschaften, die Struktur und den Bainitumwandlungsstartpunkt (Bs) von Stählen, die auf eine hohe Temperatur und abgekühlt worden waren, zum Zweck der Einstellung der Zugfestigkeit und des Bs von Stählen in einem warmgeschmiedet und in einem luftgekühlten Zustand, und in einem angelassenen Zustand untersucht. Probestähle, die in der Untersuchung verwendet wurden, hatten die folgenden Zusammensetzungen: von 0,1 bis 0,5% C, von 0,1 bis 3.0% Si, von 0,5 bis 3.5% Mn, von 0,2 bis 3.0% Cr, von 0,05 bis 0,25% V, von 0,05 bis 0,25% Nb, von 0 bis 2,5% Mo, von 0 bis 0,05% Al und von 0 bis 0, 05% Ti, und sind von einer 40er Sorte gewesen. Die Probestähle wurden auf 1500 K für 300 s erwärmt, und mit einer Rate von 1,0 K/s abgekühlt, und untersucht.
Die so erhaltenen Daten wurden einer mehrfachen Regressionsanalyse unterzogen, in der die Zugfestigkeit als die abhängige Variable und die Mengen der Elemente als die unabhängigen Variablen angenommen wurden. Das Kohlenstoffäquivalent Ceq. und die so erhaltene Beziehung zwischen Ceq. und der Zugfestigkeit TS war wie folgt:
Ceq. (%) = C + 0,10 (%Si) + 0,18 (%Mn) + 0,21 (%Cr) + 0,155 (%MO)1/2 + 0,328 (%V + %Nb)
TS (MPa) = 1046 · Ceq. + 144
Wenn der erfindungsgemäße Stahl warmgeschmiedet wird und man ihn dann abkühlen läßt, so daß er ein Ceq. von mindestens 0,82% aufweist, kann der Stahl eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa aufweisen. Der erfindungsgemäße Stahl weist dann eine Bainiteinzelphase oder eine Bainitstruktur auf, die in einem gewissen Ausmaß Ferrit, oder Martensit und Austenit enthält.
Ferner wurden die Daten einer mehrfachen Regressionsanalyse unterzogen, in der Bs als eine abhängige Variable und die Mengen der Elemente als die unabhängigen Variablen angenommen wurden. Als Ergebnis kann Bs wie folgt repräsentiert werden:
Bs (K) = 1152 - 618 (%C) - 25 (%Si) - 76 (%Mn) -55 (%Cr) - 69 (%Mo) - 127 (%V + %Nb)
Wenn der Stahl ein Bs von bis 810 K aufweist, wird die Bainitstruktur verfeinert, und die Zähigkeit des Stahl wird verbessert. Ein beim Erniedrigen von Bs effektive Prozedur ist es, den Cr-Gehalt innerhalb dessen garantierten Bereichs minimal zu machen, und den Gehalt von Mn, Mo und V zu erhöhen.
Wenn der erfindungsgemäße Stahl nach dem Warmschmieden vergütet wird, kann die Streckgrenze des Stahls durch Abbau eines weichen erhaltenen Austenits, das im Bainitistahl enthalten ist, und Anlassen von Martensit erhöht werden. Es wird erwartet, daß der Stahl effizient durch eine solche Vergütung beeinflußt wird, wenn er bei einer Temperatur von mindestens 450 K vergütet wird. Wenn die Vergütungstemperatur kleiner als 450 K ist, kann die Streckgrenze des Stahls erhöht werden oder es ist eine Vergütung des Stahls über eine lange Zeitspanne erforderlich. Wenn jedoch die Vergütungstemperatur 900 K überschreitet, wird die Zugfestigkeit des Stahls erniedrigt. Obwohl die Zugfestigkeit und Streckgrenze des Stahls anschließend an das Vergüten abhängig von den Mengen von Kaltaushärtungselementen und der Vergütungstemperatur variieren, kann die Zugabe von Mo, V und Nb, die Kaltaushärtungselemente sind, verhindern, daß der Stahl eine Verminderung seiner Zugfestigkeit erleidet, wenn eine verhältnismäßig hohe Vergütungstemperatur genommen wird.
Es ist eine Bearbeitungstemperatur von mindestens 1270 K erforderlich, wenn der Stahl bearbeitet wird, um den Stahl dazu zu bringen, eine Austeniteinzelphase aufzuweisen und den thermischen Verformungswiderstand zu erniedrigen, so daß die Lebenszeit des Schmiedegesenks auf eine praktische Länge ausgedehnt wird. Überdies weist der erfindungsgemäße Stahl eine Struktur, die hauptsächlich aus einer Bainitstruktur gebildet wird, und eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa in einem abgekühlten Zustand auf, ohne speziell nach dem Bearbeiten zu kühlen, so lange der Stahl sich in der Form eines Autoteils befindet, das eine gewöhnliche Größe aufweist.
Das erfindungsgemäße Stahlteil nach Anspruch 9 weist eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit auf, wenn es als eine Konsequenz eine Bainitstruktur in einem Volumenanteil von mindestens 80% aufweist. Wenn das Stahlteil eine Bainitstruktur in einem Anteil von weniger als 80% als Ergebnis der Abkühlbedingungen aufweist, kann es manchmal verschlechterte mechanische Eigenschaften infolge anderer Strukturen in der Strukturmischung aufweisen.
Zum Beispiel weist der Stahl in Fällen, wo die anderen Strukturen in der Strukturmischung Ferrit und Perlit sind, eine erniedrigte Zugfestigkeit auf. In Fällen, wo die anderen Strukturen Martensit und Austenit sind, weist der Stahl eine erhöhte Zugfestigkeit und eine erniedrigte Zähigkeit auf.

Beispiele

Geschmolzene Stähle, die verschiedene Zusammensetzungen aufweisen, wie in den Tabellen 1, 2, 3 und 4 gezeigt, wurden in einem 150 kg-Vakuumschmelzofen hergestellt, und jeweils geformt, so daß sie einen 40 mm dicken Stahlgußblock bildeten, der als das Stahlmaterial verwendet wurde. Diese Stahlmaterialien wurden auf 1475 K für 1200 s erwärmt, und dann sofort in einem Bearbeitungsverhältnis von 50% geschmiedet, und abkühlen gelassen. Ein Teil der Stahlmaterialien im abgekühlten Zustand wurden weiter bei 570 oder 830 K für 30 Minuten vergütet. Die Stahlmaterialien im abgekühlten Zustand und die vergüteten Stahlmaterialien wurden Zugversuchen und Schlagversuchen unterworfen. Die Zugversuchsstücke waren vom JIS Nr. 4 Typ, und die Schlagversuchsstücke waren vom JIS Nr. 3 Typ. Tabelle 1 Tabelle 1
* nicht erfindungsgemäß Tabelle 2 Tabelle 2
Anmerkung: S. I. = erfindungsgemäßer Stahl
C. S. = Vergleichsstahl
Stahl Nr. 15 wies eine Ferrit-Perlit-Struktur auf.
Stahl Nr. 7, 8, 29, 30, 31 und 42 enthielten 6 bis 9% einer Ferritstruktur.
Stahl Nr. 14 enthielt 10% einer Martensitstruktur.
Stähle (im abgekühlten Zustand oder bei 570 K vergütet) außer Stahl Nr. 15 enthielten 1 bis 14% einer Austenitstruktur. Tabelle 3 Tabelle 3
* nicht erfindungsgemäß Tabelle 4 Tabelle 4
Bemerkung: S. I. = erfindungsgemäßer Stahl
C. S. = Vergleichsstahl
Wie in den Tabellen 1, 2, 3 und 4 gezeigt, weist ein Stahl (in einem nichtnormalisierten Zustand), der hergestellt wird durch Schmieden eines erfindungsgemäßen Stahls und indem man ihn abkühlen läßt, eine hohe Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa und einen guten Kerbschlagzähigkeitswert von mindestens 55 J/cm² auf. Überdies weist ein Stahl, der hergestellt wird durch Schmieden eines erfindungsgemäßen Stahls und indem man ihn abkühlen läßt und vergütet, ein bedeutend verbessertes Streckverhältnis auf.

Möglichkeit der gewerblichen Nutzung der Erfindung

Wie oben dargestellt, sind die erfindungsgemäßen Stähle nach Anspruch 1 optimal als Materialien für warmgeschmiedete und nicht-abgeschreckte und angelassene Stahlteile, die eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa und eine hohe Zähigkeit aufweisen. Ein mikrolegiertes Warmschmiedestück, das eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa und eine hohe Zähigkeit aufweist, und ein mikrolegiertes Warmschmiedestück, das eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa, ein hohes Streckverhältnis und eine hohe Zähigkeit aufweist, können durch das erfindungsgemäßen Verfahren nach Anspruch 2 hergestellt werden.
Ferner kann, da das erfindungsgemäße mikrolegierte Warmschmiedestück nach Anspruch 3 eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa aufweist, es in einer kleinen Größe gestaltet werden, wenn es als Teil von Autos oder industriellen Maschinen verwendet wird. Dementsprechend kann das erfindungsgemäße Warmschmiedestück dazu beitragen, Fahrzeuge leichter zu machen und den Kraftstoffverbrauch zu verringern.

Claims

1. Mikrolegierter Stahl zum Warmschmieden, der in Gewichtsprozenten aufweist: von 0,15 bis 0,40% C, von 0,90 bis 3,00% Si, von 1,20 bis 3,00% Mn, von 0,10 bis 0,50% Cr, von 0,03 bis 0,10% S, von 0,05 bis 0,50% V, von 0,0080 bis 0,0200% N, optional mindestens eines der folgenden Elemente: von 0,005 bis 0,050% Al und von 0,002 bis 0,050% Ti, von 0,05 bis 1,00% Mo und von 0,01 bis 0,50% Nb, und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,

der ein Kohlenstoffäquivalent (Ceq.), das durch die Formel repräsentiert wird

Ceq.(%) = C + 0,10 (%Si) + 0,18 (%,Mn) + 0,21 (%Cr) + 0,155 (%Mo)1/2 + 0,328 (%V + %Nb)

von mindestens 0,82% aufweist,

und einen Bainitumwandlungsstartpunkt Bs aufweist, der durch die Formel repräsentiert wird

Bs (K) = 1152 - 618 (%C) - 25 (%Si) - 76 (%Mn) - 55 (%Cr) - 69 (%Mo) - 127 (%V + %Nb)

von bis zu 810 K.

2. Verfahren zur Herstellung eines mikrolegierten Warmschmiedestahls nach Anspruch 1, das die Schritte aufweist;

Bearbeiten des mikrolegierten Stahls bei einer Temperatur von mindestens 1270 K,

Abkühlenlassen des bearbeiteten Produkts oder, nach Bearbeiten bei einer Temperatur von mindestens 1270 K und Abkühlenlassen des bearbeiteten Produkts, weiteres Vergüten des abgekühlten Produkts bei einer Temperatur von 450 bis 900 K.

3. Mikrolegiertes Warmschmiedestück, das einen Stahl nach Anspruch 1 aufweist, der eine Bainitstruktur in einem Volumen von mindestens 80% aufweist, und eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa aufweist.