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geschmiedete Bauteile mit rd. 100 mm Durchmesser I I I I I I I , , 10 20 30 40 so Kerbschlagarbeit (DVM-Proben) in Joule Bild 6 Zusammenhang zwischen Zugfestigkeit, Kerbschlagarbeit und Gefüge beim Ubergang von Stahl 49 MnVS 3 auf Stahl 36 MnSiVS 5 raturen von etwa 1 300°C und Endumformtemperaturen von etwa 1200°C an ruhender Luft einzeln abgekühlt wurdet-+). Die Verringerung des Kohlenstoffgehaltes von Stahl 49 MnVS 3 um rd. O,l% und die gleichzeitige Erhohung des Silicium- und Mangangehaltes um je rd. 05% führten zum Stahl 38 MnSiVS 5 mit einem gleichzeitig erhöhten Festigkeits- und Zähigkeitsniveaug,lo). Die Verringerung des Kohlenstoffgehaltes bewirkt eine Erhohung des Ferritgehaltes und eine leichte Vergröbe- rung der Perlitstruktur Der hierdurch bedingte Festig- keitsabfall wird durch die Erhöhung des Silicium- und Mangangehaltes mehr als kompensiert. Die höheren Siliciumgehalteführen einerseits zu einem höheren An- teil und zu einer gleichmäßigeren Ausbildung des vor- eutektoidischen Ferrits auch innerhalb der ehemaligen Austenitkörner, andererseits aber auch zu einer Steige- rung der Ferritfestigkeit. Mangan wirkt gleichzeitig auf die Erhöhung der Ferritfestigkeit und des Perlitanteils bei Verfeinerung der Perlitstruktur Dieauf Festigkeit und Zahigkeit zum Teil unterschiedlich wirkenden Legie- rungselemente zeigen erst in vorliegender Kombination den gewünschten positiven Effekt auf beide Eigen- schaften. 5.2 Legierungstechnische Beeinflussung der Austenitkorngröße Die im vorangegangenen Abschnitt beschriebenen Ver- besserungen im Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis er- möglichten zwar eine Ausweitung der Anwendungs- möglichkeiten von AFP-Stählen, waren aber andererseits noch nicht so durchgreifend, daß an einen Einsatz für schlagbeanspruchte Bauteile im Automobilbau wie zum Beispiel Lenkungs- und Fahrwerksteile gedacht werden konnte. Für derartige Anwendungen mußten weitere Entwicklungen insbesondere zur Verbesserung der Zähigkeit erfolgen. Das Ziel der notwendigen Wei- terentwicklung ist ein AFP-Stahl mit einerähnlich hohen Festigkeit (von > 800 N/mmg) wie der des Stahles 49 MnVS 3, jedoch mit deutlich höherer Zähigkeit, die auch noch oberhalb der des AFP-Stahles 38 MnSiVS 5 liegt. In gewisser Weise vorgezeichnet war die Entwick- 6 lungsrichtung dadurch, daß ein Absenken des Kohlen- stoffgehaltes den Anteil an Ferrit im Gefüge erhöht und bei verringerter Festigkeit die Zähigkeit verbessetY1). Die Verringerung der Festigkeit kann durch geeignete Erhöhung der Silicium- und Mangangehalte ausgegli- chen werden. Eine notwendige gleichmäßige Feinvertei- lung des Ferrits im Mischgefüge wird jedoch nur er- reicht, wenn nahezu unabhängig von den Umformbe- dingungen auch eine feinkörnige Gefügeausbildung er- reicht werden kann. Da die Austenitkorngröße von Stählen im wesentlichen die Korngröße des Umwandlungsgefüges bestimmt, wird bei den AFP-Stählen ein feinkörniger Austenit auch bei hohen Warmumformtemperaturen angestrebt. Es wurden daher zahlreiche Untersuchungen zur Fein- kornbeständigkeit des Austenits bis in den Temperatur- bereich 1300% durchgeführt, wobei insbesondere der Einfluß der Elemente Vanadin, Niob und Titan als aus- scheidungshärtende Elemente auf das Kornwachstum- verhalten untersucht wurde’*). Wie die Ergebnisse in Bild 7 zeigen, wird bei den nur mit Niobzusatz legierten Stählen ein stärkeres Kornwachstum ähnlich wie bei mit Vanadin und Niob legierten Stählen ermittelt. Wirksam hinsichtlich Beständigkeit gegen Kornwachstum waren nur die mit Titan und Vanadin legierten Stähle, wobei sich ein mittlerer Gehalt von rund 0,02% Ti als optimal herausgestellt hat. Erwähnt werden sollte, daß bereits beim Abgießen der Stähle bestimmte Erstarrungsbe- dingungen für derartige Effekte einzuhalten sind. 0 AFP-Stähle mit rd. 0,25%C I I I I I I 2 Abm.: SOmm Dmr. Proben aus D/6- 4 Bereich i 6 R t Nb : 404% Austenitisiertemperatur in “C 1 Haltedauer : 0.5 h ; Abk.: Wasser 1 Bild 7 Austenitkorn- große als Funktion der Austenitisierungs- temperatur Die große Feinkornbeständigkeit der titanhaltigen AFP- Stähle führt dazu, daß das Umwandlungsverhalten nahezu unbeeinflußt von den Austenitisierbedingungen immer ein feinkörniges Ferrit-Perlit-Gefüge zur Folge hat. In Bild 8 sind die Ferrit-Perlit-Gefüge gegenüberge- stellt, wie sie an einem mit Niob und Vanadin legierten Stahl (links) und an einem mit Titan und Vanadin legierten Stahl bei gleicher Grundzusammensetzung nach dem Austenitisieren bei 1200% erhalten wurden. Der niobhaltige Stahl (links) ist bedeutend grobkörniger. Bei geringfügig niedrigerer Festigkeit aufgrund des höheren Ferritgehaltes wird mit dem feinkörnigen titanhaltigen Stahl (rechts) eine bedeutend höhere Zähigkeit erzielt. Metallkundliehe Untersuchungen haben gezeigt, daß die Ursache der hohen Feinkornbeständigkeit des Austenits bei Titanzusatz eine relativ gleichmäßige Ver-
Abnl. : 50 mm Dm,. ; eehandlung : 1aoo~c0,5h,l”ft Gefirgezusammensetz”“~ : 15%k?rr,t 35% Ferr,t 85% Perlit 65% Perlit Bild 8 Gefüge von ausscheidungshärtenden ferritisch-perlitischen Stählen teilung feiner Teilchen ist, wie sie anhand der lichtopti- schen Gefügeaufnahme von Bild 9 wiedergegeben ist. Als Extrembeispiel zeigt der untere linke mit Rück- streuelektronen an der Mikrosonde aufgenommene Ge- fügeausschnitt eine perlschnurartige Anordnung derar- tiger rd. 1 ,um großer Teilchen. Der von diesen Teilchen umrandete Bereich entspricht der Austenitkorngröße 8 nach ASTM-Richtreihe. Das rechte untere Teilbild zeigt, daß dieTeilchen nicht homogen aufgebaut sind. Quanti- tative Analysen haben ergeben, daß es sich um Misch- sulfide handelt, in denen auch bis zu rd. 0,5% Ti enthal- ten ist. Die Mischsulfide treten häufig in Begleitung von Titannitriden und von Oxiden auf den Korngrenzen auf. Zusätzlich zu den hier beschriebenen Teilchen werden auch noch 30 bis 50 nm große Titancarbonitride in nahezu homogener Verteilung nachgewiesen, die insbesondere bei niedrigeren Austenitisierungstemperatu- ren das Kornwachstum behindern. RE-Abbi Idung -5ym lichtmikroskopische Abbildung (QuerschI iff , ungeätzt) - 100JJm RE-Abbildung Hl/.Jrn Bild 9 Teilchen im Stahl 27 MnSiVS 6 (+Ti), die das Kornwachstum hemmen (Zustand: 1300 Oc 0,5 h/Luft) + igjf$$d 65 bzu72mm,,Vkt. ,000 Ltingsproben im Ubergang ,. B,ld Eigenschaften 1300 . des TA in “C lO,Sh/Luftl Stahles 27 MnSiVS 6 (+Ti) Auch bei dem titanhaltigen Stahl wird das Festigkeits-/ Zähigkeitsverhältnis durch die Höhe des Kohlenstoffge- haltes beeinflußt. In Bild 10 sind die Eigenschaften von zwei Schmelzen mit oberer (0,30%) und unterer (0,25%) Kohlenstofflage in Abhängigkeit von der Austenitisierungstemperatur dargestellt. Lediglich bei der Kerbschlagarbeit wird ein geringer Ab- fall von 46 auf 32 Joule bei oberer und von 66 auf 45 Jou- le bei unterer Analysenlage festgestellt13). Die 0,2%- Dehngrenzen liegen einheitlich im Bereich 510 bis 570 N/mm*. Die Festigkeiten lauten 750 bis 800 N/mm2 bei unterer und 815 bis 860 Nimm* bei oberer Analysen- lage. In Bild 11 ist links ein Zähigkeitsvergleich anhand von ISO-V-Kerbschlagproben bei Raumtemperatur unter Einbeziehung des titanhaltigen Stahles 27 MnSiVS 6 und rechts anhand von Bruchzähigkeitswerten bei -100°C vorgenommen worden. Beide Teilbilder ver- deutlichen die mit dem titanhaltigen AFP-Stahl 27 MnSiVS 6 erzielten Vorteile bei vergleichbarer Festig- keitslage zum Stahl 49 MnVS 3 und gegenüber dem Gußwerkstoff. Die Bruchzähigkeit des titanhaltigen AFP-Stahles ist um den Faktor 3 höher als die des Stah- les 49 MnVS 3. Im Vergleich zum unlegierten Vergü- tungsstahl Ck 45 ergeben sich bei der Kerbschlagarbeit ähnlich hohe und bei der BruchzCihigkeit sogar bessere Werte. Es wird aber auch deutlich, daß die Werte des Bild 11 Zähigkeitsvergleich von Vergütungs-, Guß und AFP-Stählen 7
Seite 1 und 2: Entwicklungsstand der ausscheidungs
Seite 3: 4. 49 MnVS 3, der erste klassische
Seite 7 und 8: a) glatte Proben b) gekerbte Proben
Seite 9: Oberflachenbehandlungen wie dem Nit

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