DE3312257A1

DE3312257A1 - Ferritischer stahl mit ultrafeinem korn und verfahren zu dessen herstellung

Info

Publication number: DE3312257A1
Application number: DE3312257A
Authority: DE
Inventors: Yoshikazu Kitakyushu Fukuoka Matsumura; Nobuhiko Kimitsu Chiba Matsuzu; Koe Nakajima; Takenide Kitakyusho Fukuoka Senuma; Hiroshi Kitayushu Fukuoka Yada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1982-04-03
Filing date: 1983-04-05
Publication date: 1983-10-20
Also published as: FR2524493A1; US4466842A; FR2524493B1; DE3312257C2

Description

Die Erfindung betrifft einen ferritiachen Stahl mit ultrafeinem Korn, und insbesondere einen ferritischen Stahl mit einer im wesentlichen untereutektischen Zusammensetzung ohne ein spezielles Legier*mgselement, wie Nb, und mit ultrafeinem Korn im warmgewalzten Zustand. Die Erfindung bezieht sich ferner auf ein Verfahren zum Herstellen eines derartigen ferritischen Stahls mit ultrafeinein Korn.

Der ferritische Stahl ist ein Stahl, bei dem der Hauptteil seiner Struktur (gewöhnlich ?0 bis 8Cf4) aus ferritischen · Kristallkömern besteht. Der ferritische Stahl kann abhängig von den gewünschten mechanischen Eigenschaften eine oder mehrere Phasen neben der ferritischen Fhase aufv/eisen, z.B. eine Ferlit-Phase, eine Martensit-Phase und/oder eine Abschreckaustenit-PhasG. Der ferritische Stahl kann ferner Ausfällungen oder Ausscheidungen, wie Karbide und Nitride, aufweisen.

Das Feinen von rlrictallkörnern ist ein bekanntes Verfahren zum Erhöhen dar festigkeit von Stählen, die sowohl die Festig-' keit als auch die Umformbarkeit verbessern. Diese Technik ist insbesondere bedeutsam zum Verbessern der Qualität von warmzuwalzenden il-ählen.

Es sind bereits verschiedene Versuche zum Herstellen ferritischer Stähle mit feiner Ferritstruktur unternommen worden. Dies liegt daran, da das Feinen des Kristallkorns das einzig verfügbare Verfahren darstellt, um sowohl die Streckspannung und damit die Zugfestigkeit als auch die Umformbarkeit, d.h.

die Bruchiibergar.gstenperatur, zu verbessern. In einen Fall

wird der ferritiöchc Stahl einer speziellen Wärmebehandlung ausgesetzt. In anderon Fällen werden Legierungselemente, wie

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Niob, Titan oder Molybdän, dem ferritischen Stahl zugefügt.

Ein derartiges Verfahren zum Herstellen ferritischen Stahls mit ultrafeinem Korn ist in der JP-OS 395^9/77 beschrieben. Mit diesem Verfahren soll ein nichtwärmebehandelter, ferritischer Stahl mit einer Korngröße von mindestens 13 hergestellt werden, der eine ausgezeichnete Festigkeit und Umformbarkeit zeigt. Bei diesem Verfahren wird dem Stahl Titan in einer Menge von 0,1 bis 0,5% oder das 0,5 bis· 3,5-fache des Kohlenstoffgehaltes (Ti/C =0,5 bis 3,5) zugegeben, so daß das Titan oder die Titankarbide zum Feinen des Kristallkorns beitragen und beim V/armwalzen bei einer Walztemperatur von 850 C oder weniger die Abnahme auf mindestens 55?^ aufrechterhalten, um das Wachstum der Ferritkörner zu unterdrücken.

Diese Druckschrift lehrt jedcch nicht die Bedeutsamkeit der VJaI s dauer.

Die JP-03 95121/75 beschreibt ein Verfahren zum Herstellen von Stahl mit hoher Zugfestigkeit ohne die Verwendung eines speziellen Legierunr,selements. Dieses Verfahren bezieht sich jedoch nicht auf ei 3 Herstellung von ferritischem. Stahl mit ultrafeinem Korn, "ei diesem Verfahren liegt die Fertigwarmwal ζ temperatur zu-mdest beim Ar_z-Punkt, um eine zweiphasige Mischstruktur zu erhalten. Hach dem Abschluß des Warmwalzens erfolgt eine Sehne1!kühlung in einem Temperaturbereich zwischen der Ar^- bis Ar^-Temperatur einerseits und höchstens A-OO⁰C andererseits. Dann wird das warmgewalzte Band aufgewickelt. Hiercei bezeichnet der Ar,-Punkt die Temperatur, bei der die Stähle während des Langsamkühlens von einer Austenittemperatur vom Austenit in Ferrit transformiert werden; der Ar^-Punkt bedeutet die Temperatur, bei der die Stähle während des Langsamkühlens von einer Austenittemperatur vom Austenit in Perlit umgewandelt v/erden. Das Schnellkühlen vor dem Aufwickeln erfolgt zum möglichst stärken Aufhärten der sekundären Phasen und zum Aufrechterhalten eines möglichst geringen Volumenanteils der sekundären

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Phasen, um so die mechanischen Eigenschaften zu verbessern. Unter den Warmwalzbedingungen gemäß der JP-OS 95 121/78 v/ird jedoch keine feine Ferritkörnung gebildet. Die Abnahme und die Walzdauer, die für das Feinen der Kristallkörner bedeutsam sind, v/erden nicht erwähnt. Lediglich ein Verfahren zum Ausbilden einer zweiphasigen Mischstruktur während des Kühlens ist beschrieben.

Die Korngröße üblicher ferritischer Stähle mit feinen Körnern beträgt von über 4 bis 6 /um. Diese ferritischen Stähle werden üblicherweise durch sogenanntes gesteuertes Walzen hergestellt. Bein gesteuerten Walzen wird ein ferritischer Stahl, der ein spezielles Legierungselement, wie Kb, enthält, vor dem Warmwalzen auf eine hohe Temperatur, z.B. 1200⁰C oder darüber, erv.'ärmt, um beispielsweise das Niob in feste Lösung der ferritischen Matrix zu bringen. Die Fertigwalztemperatur beträgt 800 C oder weniger und ist daher sehr gering, und das V/armv.'alzen erfolgt bei starker Abnahme. Da das V/crmwalzen erfolgt nachdem die Temperatur des Stahlbandes abgesenkt werden ist, v/ird die Produktivität bei diesem Verfahren wesen-lieh verringert, und der Veriornungswiderstand während z.zz V/armwalzens ist relativ hoch. Da der Verformungswiders"and relativ hoch ist, ist auch die Belastung

des Walzwerks ir. nachteiliger V/eise sehr hoch. 25

Bei anderen Verisiiren zum Herstellen ferritischer Stähle erfolgt das Vial.sen bei einer niedrigen Brammentemperatur und mit Zwan^sküklung nach dem Warmwalzen· Diese Verfahren führen jedoch irjzer zu der oben erwähnten Korngröße. Bisher ist es nichr möglich, im industriellen Maßstab Korngrößen von 3 bis ^yum zu erreichen.

Ferner sind Laterverfahren zum Erzeugen ferritischer Stähle mit ultrafeiner. Korn vorgeschlagen worden. Bei einem die-

ser Verfahren v;irc nickel enthaltender f err?" tir:eher Stahl

wiederholt crerlüht, wobei die Temperatur abwechselnd auf BAD ORIGINAL QW Λ _J

oberhalb und anschließend auf unterhalb des Transformationspunktes gebracht wird. Dieses Glühverfahren ist jedoch für den industriellen Einsatz ersichtlich ungeeignet.

Es gibt daher keine bekannten Verfahren, die es ermöglichen, im industriellen Maßstab ferritischen Stahl mit einer praktisch untereutektisehen Zusammensetzung und einer Korngröße von höchstens 4- /am im warmgewalzten Zustand zu erzeugen.

Der Erfindung liegt demnach die Aufgabe zugrunde, einen ferritischen Stahl mit ultrafeinem Korn r,u erzeugen, und zwar ohne Zugabe eines speziellen Legierungselements; das erfindungsgemäße Verfahren soll im industriellen Maßr.tab anwend-

bar sein. 15

Der erfindungsgenäße ferriticche Stchl ist ein v/armgewalzter Stahl, der 0,C2 bis 0,3 Gewichtsprozent Kohlenstoff und 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent Hangan sowie als Rest Eisen und übliche Verunrein:·.gungen enthält; dieser Stahl hat eine Strulctür von mindester.r 70$ Ferrit, die aus gleichgerichteten FerritkristaliköjTi^rn mit einem mittleren Korndurchmesser von höchstens i\ r~— besteht. Der erfindungsgemäße ferritische Stahl mit ultrafeiner Korngröße hat ferritische Kristallkörner, di€ in Walzrichtung praktisch nicht verlängert · sind und im wesentlichen gleichgerichtet sind. Der mittlere Korndurchmesser· v©x> höchstens A-/um entspricht der Korngrößen-Nr. 1j> nach aCTvI.

Die'sekundären Ftiasen neben den ferritischen Phasen bestehen .³⁰ zumindest aus eir.or Phase aus der Gruppe enthaltend Perlit, Martensit, Abschreckungsaustenit, Karbid und Bainit.

Der Korndurchines scr einzelner gleichgerichteter Kristallkörner v.'ird berechnet als der Durchmesser ein'v, Kreises, der die gleiche !lache hat v::i.c der Querschnitt eier gleichgerichteten Kristo-llkörner. Die gleichr;erichtolc^jn Kristall

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körner können unter Verwendung optischer Mikroskopphotographie in Kreise "umgewandelt" werden. Die gleichgerichteten Kristallkörner sind von Korngrenzen umgeben. Die Subkorngrenzen v/erden hier nicht als Korngrensen angesehen.

Nachstehend wird die Zusammensetzung des erfindungsgemäßen ferritischen Stahls beschrieben. Der spezifische Kohlenstoffgehalt gemäß der Erfindung beträgt von 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent. Im allgemeinen gilt, daß mit größerem Kohlenstoffgehalt die Ferritmenge abnimmt und die Perlitmenge zunimmt. Bei dem erfindungsgemäßen ferritischen Stahl ist die Ferritmenge großer als aus einem Fe-C-Phasendiagramm erwartet. Wenn jedoch der Kohlenstoffgehalt über 0,3$ liegt, wird der Anteil der Phasen neben der Ferritphase, beispielsweise die Perlitphase so groß, daß es schwierig ist, eine Struktur mit 7G?o oder mehr Ferrit zu erhalten. Wenn der Kohlenstoffgehalt · unter 0,02$ liegt, so ergibt sich nach dem Warmwalzen ein starkes Kornwachstum. Selbst wenn ein ferritischer Stahl, der weniger als 0,02fi· Kohlenstoff enthält, nach dem Fertigwarmwalzen rasch abgekühlt wird, so können die ferritischen Kristallkörner nichr ultragefeint v/erden.

Erfindungsgemäß beträgt der Mangangehalt 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent, !normalerweise wird Mangan den Stählen zugegeben, um beispielsweise die Warmverfonnbarkeit zu verbessern und die Härtbariieit und damit die Festigkeit zu erhöhen. Erfindungsgemäß dient das Mangan zum Unterdrücken des Wachstums der ferririschen Kristallkörner nach dem Warmwalzen. Um das Wachstun der ferritischen Kristallkörner zu unterdrücken, muß mindestens 0,1 Gewichtsprozent Mangan vorhanden sein. Wenn öed-och ^er Mangangehalt sehr hoch ist, beispielsweise über 2 Gewichtsprozent beträgt, werden der Transformationspunkt und damit auch die optimale Transformationstemperatur beim Warmwalzen abgesenkt, was wiederum dazu führt, daß die untrannformierte Austenitphase in warmgewalzten Stahl vorhanden bleibt.

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BADORlGiNAL ÖW

Bekanntlich verzögern Niob, Tantal, Molybdän und Wolfram die Rekristallisation in Stahl. Da eri'indungsgemäß die Transfor-. raation und die Relcristallisation während des Warmwalzens erfolgen und dabei die ferritischen Kristallkörner gefeint werden, muß der erfindungsgemäße ferritische Stahl im wesentlichen frei von Niob, Tantal, Molybdän und Wolfram sein, da diese Elemente das Feinen behindern würden.

Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines ferritisehen Stahls mit ultrafeinem Korn durch Viarmwalzen eines Stahls, der 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent Kohlenstoff, 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent Mangan sowie als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen enthält, zeichnet sich dadurch aus, daß das Warmwalzen beim Abkühlen von einer Temperatur erfolgt, -¹⁵ die über dem Ar ,-Punkt liegt; während einer Endstufe des Warmwalzens wird der Stahl etwa bein Ar^-Punkt, beispielsweise im Bereich von (Ar₁ + 50)°C bis (Ar, + 10O)⁰G, für weniger als 1 Sekunde einmal oder mehrfach verformt, wobei der Gesamtreduktionsgrad des einmaligen oder mehrfachen Verformens mindestens 5Cf^ beträgt.

Bei dem erfindinrsgemäßen Verfahren wird die Transformation aufgrund der Dehnung- beim V/armwalzen verstärkt oder unterstützt, so deü die ierritischen Kristallkörner gefeint wer— den. Ein Verfahren zum wirksamen Feinen der ferritischen Kristalle muß bei einer Temperatur oberhalb des Ar,-Punktes einsetzen und bei einer Temperatur enden, die nicht weit unterhalb .des Ar.,-Punktes liegt, da die Stähle ausgehend vom Austenit während des Warmwalzens in Ferrit transfor-

³⁰ miert werden müssen.

Die übliche Transformation erfolgt durch Unterkühlung, und die Anzahl der Ferritkristalle, die durch diese Transformation gebildet v/erden, wird hauptsächlich durch die Anzahl

der Auctenitkristallc bestimmt. Wenn die Trancformation in üblicher V/eise erfolgt und wenn die bekannten Verfahren zum

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Feinen der ferritischen Kristallkörner nicht angewendet werden, so erhält man üblicherweise Korndurchmesser der ferritischen Kristalle von 8 bis 10 tarn und manchmal sogar von über 10 um.

Das kontinuierliche Warmwalzen erfolgt in der V/eise, daß der Reduktionsgrad eines Stichs oder der Gesamtreduktionsgrad zweier oder mehrerer Stiche 80-/5 beträgt. Wenn die Durchlaufdauer unter 1 Sekunde beträgt, so beträgt alternativ der Redukticnsgrad eines Stichs oder der Gesaintreduktionsgrad zweier oder mehr.Stiche mindestens 50$. Die bein Warmwalzen erfolgende Verformungsdehnung bewirkt eine Erhöhung des Ar^-Punktes des Austenits, das untransformiert bleibt. Ie Rahmen der Er-. findung wurde festgestellt, daß dann, wenn sich das Austenit in dem Moment in Ferrit oder kurz danach transformiert, in dem das Austenit gev/alzt oder in anderer V/eise verformt wird, die so transformierten ferritischen Kristalle ultragefeint und gleichgerichtet werden. Erfindungsgemäß wird die Verformungsdehnung zum Durchführen der Transformation extensiv genutzt. Es wird angenommen, daß die Kornfeinung der ferritischen Kristalle sich aufgrund der wiederholten Ausfällung . der feinen ferri~ischen Phasen entlang den Korngrenzen des Austenits ergibt, v/ob ei die Verformung direkt oberhalb des Ar ,.-Punktes erfolgt; diese Feinung erfolgt direkt oder kurz nach dem Verfemen und dem Ausfällen der neuen ferritischen Phasen an der Grenzfläche zwischen den ferritischen und den austenitischen Phasen durch eine weitere Verformungsdehnung. Wenn die Verfcrrrjingsdahnung ausreichend hoch ist, können die neuen ferririschen Phasen in dem gesamten Stahl ausge-

³⁰ bildet werden.

Erfindungsgemäß kennen die Stähle nach dem Warmwalzen luftgekühlt werden. Eel einer bevorzugten Ausführunggform wird eine kleinere Korngröße dadurch erhalten, daß man die Kühlgeschwindigkeit nach dem Warmwalzen von der Fertigwa.lzteniperatur auf 6CC⁰C oder darunter mit mindestens 20 C/Sekunden

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durchführt. Der Wärmezyklus von 600⁰C auf Umgebungstemperatur kann variiert werden in Abhängigkeit von den für den ferritiachen Stahl geforderten Eigenschaften. Wenn beispielsweise eine hohe Festigkeit des forritischen Stahls gewünscht wird, sollte eine Schnellkühlung auf etwa Umgebungstemperatur erfolgen. Wenn eine hohe Umformbarkeit des ferri-. tischen Stahls gewünscht wird, sollte zunächst eine Schnellkühlung auf etwa 400⁰G und anschließend eine Langsamkühlung auf etwa Umgebungstemperatur erfolgen, um ein Ausfällen des gelösten Kohlenstoffs zu bewirken.

Um das Wachstum der Kristallkörner nach dem Verformen zu unterdrücken, ist eine große Kühlgeschwindigkeit vorteilhaft. V/enn der Reduktionsgrad oder der gesamte Reduktionsgrad sehr hoch sind oder wenn die Verformungstemperatur auf der niedrigen Seite des erfindungsgcnäßen Temperaturbereichs, d.h. -on (Ar,- + 5O)⁰G bis (Ar^ + 10O)⁰C, liegt, so ergeben sich ultrafeine Körner :.n den ferritischen Stählen mit kleinem Querschnitt selbst dann, wenn eine natürliche xYbkühlung erfolgt. In die£er_: ITcIl müssen die Kühlf.eschwindigkeit oder der Wärmezykluc r.icht spezifiziert v/erden. Ein beschleunigtes Abkühlen ist .jedoch erforderlich, wenn der Reduktionsgrad bei einen Stich oder der gesamte Reduktionsgrad bei zwei oder mehr Üti^hen etwa ^0% betragt, wenn der Querschnitt eines ferrit!seilen Stahls groß ist oder wenn die Sndbearbeitungstempera-ur hoch ist.

Die Erfindung -;:r: nachstehend mit Bezug auf die Zeichnung näher erläutere. Zs zeigt:

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Fig. 1 experimentelle Ergebnisse bei Stählen mit 0,15# C und 1,0p Kn, die unmittelbar nach dem Warmwalzen rasch abgekühlt worden sind und danach ihre Struktur untersucht worden ist,

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Gesamtdehnung in weniger als 1 Sekunde und dem Korndurchmesser der ferritischen Kristalle bei einem Stahl mit 0,15# C und 1,055 Mn,
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Fig. 3 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen dem Korndurchmesser, der Streckspannung und der Umformbarkeit ausgedrückt in der Unformbarkeits-(Charpy)-Übergangstemperatur bei Stählen mit 0,1 bis 0,15$ C und 0,5 bis 1,5& Mn,

Pig. ^ eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Dehnung bei erfindungsgemäßen und bekannten Stählen,
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Pig. 5 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Kühifresch'./indigkeit nach dem Abschluß der Umformung und dem Korndurchmesser der ferritischen Kristalle,

Fig. 6 eine Lar"teilung ähnlich FiG. 2 zur Erläuterung der Beziehur.~ zwischen der Gesamtdehnung in weniger als 1 Sekunde und dem Korndurchmesser der ferritischen Kristalle bei Stählen mit 0,07£ C und 1,0# Mn, 25

Fig. 7 eine L'^rctsllung ähnlich Fig. 1 bei hochreinen Stählen,·

Fig. 8 eine Milrrcphotographie mit einem optischen. Mikroskop eines erfindungsgemäßen ferritischen Stahls,

Fig. 9 eine Mikrophotographie mit einem Elektronenmikroskop eir.es erfindungsgemäß on ferritisc.hen Stahls,

Fig. 10 und 1': Hikrophotopjraphien ia Lt; einem optischen Hikros.:cp von ferritischen Stühlen als Vorgleichsbeispieie,

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Fig. 12 eine Mikrophotographie mit einem optischen Mikroskop eines erfindungsgemäßen ferritischen Stahls, und

.⁵ ?ig. 13 und 14- Mikrophotographien von erfindungsgemäßen

bzw. bekannten ferritischen Stählen, die bei hoher Temperatur fertig-warmgewalzt worden sind.

Wir vorstehend ausgeführt, erhält man erfindungsgemäß ohne Verwendung von Legierungselementen qualitativ hochwertige Stähle mit hoher Zugfestigkeit und überlegenen mechanischen Eigenschaften.

Stähle mit der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung können irgendeiner Bearbeitung unterworfen werden, bevor sie erfindungsgemäß verformt werden. Stähle mit der vorstehenden Zusammensetzung werden in üblicher Weise geschmolzen, können dann beispielsweise durch Stranggießen oder Kokillenguß • weiter verarbeitet und schließlich zur Herstellung einer Bramme vorgevfaizr v.'erden. Die Bramme kann unter Aufrechterhalten einer hoher. Temperatur warmgewalzt werden. Alternativ ist es möglich, r.is Bramme auf Umgebungstemperatur abzuküh-. len, sie wieder zu erwärmen und sie dann warnzuwalzen. Der vorstehend erviäir.te Strangguß oder die anderen Fertigungs-

verfahren sine jecoch nicht einschränkend.

Die erfindungseerr.iLie Verformung der Bramme erfolgt meist am Ende, beispielsweise des WarmwalζVorganges. Abgesehen von dieser erfindur.esermaßen Endbearbeitung können bei den an-

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deren Verfahrensstufen übliche Bedingungen angewendet wer- . den. Im allgemeinen ist es jedoch vorteilhaft, die Wärme- und Warmwalzbedingungen so zu wählen, daß der Korndurchmesser der Austenitkristalle kleJn ist.

Verschiedene Warnverformungsverfahren können erfindungsgemäß eingesetzt v/erden, beispielsweise Walzen von Grobblechen

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Warnband und Draht. Erfindungsgemäß sind andere Warmverformungsverfahren neben dom Warmwalzen anwendbar, wie Warmstrangpressen und Warmpressen.

Gemäß einer bevorzugten erfindungsgemclßen Ausführungsform ist der ferritische Stahl ein legierter Stahl, der neben Kohlenstoff zusätzlich 3$ oder weniger Mangan und ein oder mehrere Legierungselemente, jedoch nicht Niob, Tantal, Wolf ram oder Molybdän enthält. Das Mangan stellt die Transformationspunkte ein und ist in Mengen von 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent enthalten.

Wenn der Anteil der Legierunrrseleniente über 3# beträgt, so liegt der Ar^-Punict zu niedrig, um die Kristallkörner zu feinen. V/ie einleitend ausgeführt, verzögern Kiob, Tantal, Molybdän und Wolfram die Rekristallisation und Transformation des Austeniro. Da erfindungcgeniäß die Kristallkörner durch die Transicrnarion von Austenit nach Ferrit und die Rekristallisaticr. vcn ferrit gefeint werden, können diese

²⁰ elemente nicht verendet werden.

Kein spezielles .."...rrierungselement neben Mangan ist zum erfindungsgemäßer, leinen der Kristallkörner wesentlich, jedoch können au£ -..nieren Gründen solche Legierungselemente eingesetzt werder., sov;eit sie nicht die beim Verformen bewirkte Transfer"-ricn des Austenits in Ferrit drastisch unterdrücken.

Als Legicrung=£l.-~c-nte können beispielsweise Silicium und Chrom eingesetzt v;erden, die einen hohen Löslichkeitsgrenzwert haben und die Festigkeit erhöhen sowie die Umformbarkeit oder Zähigkeit verbessern.

Silicium wird ir. allgemeinen als Desoxidationsmittel eingesetzt. Eine gorInge henge an Silicium, das zur Deoxidation eingesetzt wird, verbleibt im Stahl. Dieses Restsilicium

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festigt den Stahl durch Härten aufgrund der festen Lösung. Die Zugabe einer geeigneten Siliciummenge zum erfindungsgemäßen ferritischen Stahl erleichtert die Ferritbildung und unterstützt die Ferrittransformation. Ein zu hoher SiIiciumgehalt erhöht jedoch die optimale Temperatur der durch Verformung induzierten Transformation. Dies führt wiederum zu einer Vergröberung der Ferritkristalle nach dem Verformen. Daher beträgt der Siliciumanteil vorzugsweise maximal

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Chrom, sowie Kickel, Kobalt und Kupfer üben offensichtlich den gleichen Eir-fluB wie Hangan auf den ferritischen Stahl aus, sind jedoch .."ür den industriellen Einsatz unwirtschaft-_;; lieh. Der Gehalt an Chrom, Nickel, Kobalt und Kupfer beträgt;: daher ebenfalls vorzugsweise maximal 2p. ^:-'

Aluminium, Titan und Zirkonium v/erden im allgemeinen den » Stählen zugegeben, un sie zu deoxidieren oder eine höhere "■ Festigkeit durch Bilden von Kohlenstoffnitriden nu erzie- I len. Da diese Kclc-nstoffnitride regelmäßig in den ferrit!- » schon Phasen gel .'lclet v/erden, behindert die Zugabe dieser -: Elemente nicht :-ie -Transformation von Austenit nach Ferrit. } V/enn der Anteil ci-jser Elemente zu hoch ist, verbleiben die- \ se Elemente in Λ-rritischen Stahl als grobe Ausfällungen y ' und bewirken dadurch eine Verschlechterung der Eigenschaften des ferrit!:: ch an Stahls. Die Anteile an Aluminium, Titan| und Zirkonium ·..=:-:-:.--. daher vorzugsweise auf .maximal 0,1$, 0,035» bzvi. 0,03;".· r?~renzt.

³⁰. ' Calcium und SeLrene Erdmetalle v/erden im allgeme/.nen in geringen Mengen cucsgeben, um die Form der nichtmetallischen Einschlüsse in der. Stahl zu steuern und die Verformbarkeit zu verbessern. Dioso Formsteuerung und Verbesserung der Verformbarkeit I-ionncn erfindungegemäß, falls erforderlich,

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vorgenommen werden. Sin zu hoher Anteil an Calcium oder Gel- ) ten en Erdmetallen erhöht jedoch die Menge an nichtmetalli-

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sehen Einschlüssen. Der Gehalt an Calcium oder Seltenen Erdmetallcn wird daher vorzugsweise auf maximal 0,1 ^ begrenzt.

Vanadium erhöht die Festigkeit von Stählen durch die Bildung von Kohlenstoffnitriden hauptsächlich In den ferritischen Phasen. Der Vanadiumanteil betragt vorzugsweise maximal 0,1$, da zuviel Vanadium im Stahl die Transformation von Austenit nach Ferrit verzögert.

Gemäß einer bevorzugten erfindungsgemäßen Ausführungsform betragen der Phosphorgehalt 0,015$ oder weniger, der Schwefelgehalt 0,01^ oder weniger und der Stickstoffgehalt 0,002?£ oder weniger. Diese Verunreinigungen erhöhen die Rekristallisationstemperatur des Ferrits; je niedriger daher deren Anteile liegen, unico vorteilhafter ist dies für die Feinung der Kristallkömer. Eine Reinigung der Stähle bezüglich ihres Phosphor-, Schwefel- und Stickstoffgehaltes ist in der erfindungsgemäßen Massenproduktion dea ferritischen Stahls technisch möglich. Der erfindungsgemäße ferritische Stahl mit höchstens 0,015:ί Phosphor, höchstens 0,010?j Schwefel und höchstens 0,G2=Js Stickstoff wird nachstehend als "hochreiner Stahl" bezeichnet.

Bei einer bevorraten erfindungsgemäßen Ausführungsform wird der hochreine Stahl bei einer hohen Reduktion von mindestens 35£ bei einer rerperatur von 600°C bis (Ar₅ + 10O)⁰C verformt. Im Rahzar. "er Erfindung hat sich gezeigt, daß die Transformation vcn Austenit nach Ferrit durch die Verformung induziert wird. V.ährend dieser Transformation werden ferritische Kristalle nit ultrafeinen Körnern gebildet. Diese ferritischen Kristalle rekristallisieren und werden nach einer bevorzugten Ausführungsfonn weiter gefeint.

Der eriindungsqer.äße ferritische Stahl hat eine Zugfestig-

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keit von mindestens 50 kg/mm und eine Streckspannung von

mindestens 40 kg/ram . Außerdem hat der ferritische Stahl eine

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ausreichend hohe Unformbarkcit und Verformbarkeit. Ferner zeigt er eine Superplastizität in einem bestimmten Temperaturbereich, beispielsweise von 600 bis 80ü°C. Daher sind in diesem Temperaturbereich die Dehnung und die Reibschweißbarkeit außerordentlich gut. Erfindungsgemäß ergeben sich.große wirtschaftliche Vorteile, da der ferritische Stahl mit den vorstehenden Eigenschaften ohne den Einsatz spezieller Legie rungselemente hergestellt v/erden kann.

Die erfindungsgemäßen Ergebnisse haben sich bei Untersuchungen darüber ergeben, wie Abnahmen, insbesondere große Abnahmen die Struktur von warmgewalzten Stählen beeinflussen. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 dargestellt. Der IJeduktionsgrad oder der Gesamtreduktionsgrad werden nachstehend als Reduktionsgrad bezeichnet.-Bisher war bekannt, daß in dem Bereich in Fig. 1, in dem der Reduktionsgrad höchstens 50>* beträgt und in de:" die Stahle austenitisch sind, in Abhängigkeit von der Temperatur entweder edno statische Rekristallisation, eine partielle statische Rekristallisation oder eine vollGt">dige Nichtrekristallisation auftreten. Ss ist kürzlich nachgewiesen worden, daß in dem Bereich in Fig. 1, in den zov Reduktionsgrad hoch und die Temperatur relativ hoch sind, während des Walzens eine dynamische Rekristallisatics .-dö Austenits auftritt. Im Rahmen der Erfindung hat es sich r.edoch gezeigt, daß es eine Temperatur- und Reduktionsbedin^ung gibt, bei der eine dynamische Trancformaticr stattfindet.

Ferner konnte ir Nahmen der Erfindung eine Temperatur- und · Reduktionsbedincung angegeben werden, unter der die dynamische Rekristallisation- des Ferrits beim Walzen auftritt. Gemäß ITig. 1 ergibt sich, daß der Bereich der dynamischen · Transformation nit dem Bereich der dynamischen Rekristallisation des Ferrits überlappen. Die Bildung ul⁺:rafeiner,

gleichgerichteter Kristallkörnor hängen mit σ or dynamischen Trancformation und mit der dynamischen Rekristallisation

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¹ des Ferrits zusammen.

Wenn gemäß Fig. 2 der Reduktionsgrad (gesamte Reduktionsgrad in 1 Sekunde) mindestens 5Q# beträgt, so ist der mitt- . lere Korndurchmesser der ferritischen Kristalle von 3 bis 4 jam. Wenn gemäß Pig. 1 der Reduktionsgrad 50/j oder weniger und die Verformungstemperatur von 750 bis 800 C betragen, so tritt dynamische Transformation auf. Wenn gemäß Fig. 2 der Reduktionsgrad 75# oder mehr beträgt, so ist der mittlere Korndurchnesser der ferritischen Kristalle 2 ium oder weniger,- Wenn diese ultrafeinen Körner von 2 um oder weniger gebildet werden, ist es wahrscheinlich, daß die Feinung der Kristallkörr.or ziemlich gesättigt wird. Der iieduktion.3-rrad beträgt vorzugsweise mindestens 50>j, wobei mindestens

¹⁵ VPP becendero bevorzugt ist.

Gemäß I^?ig. 2 erfolgt die Reduktion vorzugsweise bei einem Stich, jedoch kennen auch mehrere Stiche während eines kurzen Zeitraums erfolgen. Srfindungsgemäß hat sich gezeigt, daß bei DurchfüJirur.g mehrerer Stiche während eines kurzen Zeitraums die J.eäui-tion in etwa Λ Sekunde oder weniger erfolgen sollte, ur. die Kristallkörner zu feinen. Bei mehreren Stichen sollte daher der Gesantreduktionsgrad der Stiche, die in etvr-. Ί Seirunde oder weniger ausgeführt werden ,-

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mindestens 5C/o berragen.

Gemäß Fig. 1 v:i.rd ier erfindungsgemäße Redukticnsgrad nicht durch ein Uml:er_:-"'crmv/alzwcrk erreicht, sondern kann mit Hilfe eines Drs".i~;alzwerkes und in der letzten Stufe mit · · "

Hilfe eines kontinuierlichen Walzwerkes erreicht werden.

Die erfindungs-rernäße Warmverformung erfolgt vorzugsweise in einer späteren Stufe der Gesamtvc-'lor-niung. ilolegentlich kann eine V/arm- oder Kaltverformung ü-x' Stähle -:r.ch den er-

finGun^sgenc^er. '.lar-izvc.rformen erfol_; · ^:, um di< oorm des warmverformten G^r:en£;fcandec abzustinro!·. Diese l/rrm- oder

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Kaltverformung verschlechtert nicht sehr stark die Eigenschaften eines erfindungcgemäß warmverformten Gegenstandes.

In Pig. J sind die Streckspannung, die (CharpyO-Übergangstemperatur für die Umformbarkeit sowie der Korndurchmesser von erfindungsgemäßen ferritischen Stühlen durch schwarze Punkte wiedergegeben, während die gleichen Eigenschaften bekannter ferritischer Stahle durch weiße Punkte dargestellt sind. Die Daten bekannter ferritischer Stähle entsprechen der sogenannten Petch-FcrmeLDie Eaten für die erfindungsgemäßen xerritischen Stähle sind tendentiell besser als die durch die Extrapolation der Petch-Fornsel erhaltenen Werte.

In Pig. 4- sind die Zugfestigkeit und die Dehnung von crfindun-sgemäßen ferritischen Stählen durch weiße Punkte dargestellt. Die Äbhänrirkeit der Zugfestigkeit und der Dehnung bei bekannten ferritischen Stählen ist durch den Begriff "Stand der Technik" angedeutet. Diese Abhängigkeit der be- " kannten ferriticehen Stähle wird alc "Zugfestigkeit-Umform-

barkeit-Gieichr---.:.i3hr" bezeichnet. Gemäß.Fig. ^ll· ist die Unforcbarkoit eir.:- :.rfindungsgemäßen ferritischen Stahls, dessen Zugfestigkeit gleich der eines bekannten ferritischen Stahls ist, gr"~Ji-^r als die des bekannten ferritischen Stahls. Dies ist ein ■.:-.:-."ε.;": Teiches Merkmal des erfindungsgemäßen fer-^Ä ritischen Stalle.

3in weiteres, zizzs.t dargestelltes Herlonal des erfindungsgemäßen ferritiscliiz: 3tahls besteht darin, daß bei einem mittleren Korndurc!~_z:ss3 2r von 2 bis 3 /um sich eine wesentlich höhere Formbarkeit; bei einer Temperatur von 600⁰C oder mehr ergibt, d.h. diener ferritische Stahl zeigt Superplastizität.

In Fin- 5 ist dor Einfluß der Küulgeschwindigkeit nach dem 35

Abschluß der Verformung (nachstehend alc; Kühlung bezeichnet)

auf den Komdurchr,csser der i'Orritkrintalle dargestellt. L BADORIGWAL

Gemäß Fig. 5 beträgt die Kühlgeschwindigkeit vorzugsweise 20 C/Üekunden oder mehr; dies ist jedoch nicht einschränkend gemeint. Wenn die Kühlgeschwindigkeit hoch ist raid selbst ein geringer untransformierter Austenit nach den Abschluß der Verformung verbleibt, so kann ,jedoch die Festigkeit dieses Teils erhöht werden, da das untransforraierte Austenit in harte sekundäre Phasen umgewandelt wird, die hauptsächlich aus Bainit und/oder Marter3it bestehen. Daher kann ein beschleunigtes Kühlen insbesondere dann vorgenommen werden, wenn eine hohe Festigkeit erforderlich ist. Das beschleunigte' Kühlen erfolgt zumindest bei einer Temperatur von 500⁰C oder mehr oder sogar 600 C oder mehr, um die untransformierten Austenitphasen in Perlit- oder Ferritphasen zu transformieren.und das Wachstum der ferritischen Körner zu-unterdrücken, die beim Verformen aus den austenitischen Phasen transformiert v.'orden sind,

Das langsame Kühlen kann aus bestimmten Gründen, beispielsweise zum Bilden einer Textur durch Kornwachstum der ferritischen L'ristalls, durchneführt werden. In diesem Fall können ebenfalls ferritische Gtähle mit ultrafeinen Kömern und Textur herfstellt werden.

In Fig. 6 sind '.. ?rte für Vergleichsstähle enthaltend 0,015 bis Ο,Ο3Ο>5 PhD-rr-cr, 0,008 bis 0,0155* Schwefel und 0,0025 bis 0,0050?j Srir^rstoff und für erfindungsgemäße, hochreine Stähle eingezeichnet.

Aus der Figur ergibt sich, daß eine größere Reinheit der Stähle zu geringeren"Hinimalreduktionsgraden führen, bei denen die Kristallkörner gefeint werden. Die Verformungstemperatur der Targleichsstähle 'und der hochreinen "Stähle beträgt von 7i~C bis 800⁰C bzw. von 650 bis 700⁰C. Aus dem Vergleich dar "beiden einander entsprechenden Fig. 1 und 7 ergibt; eich, C.2..I der Bereich der forritischen, dynamischer ir-.tc.lli.^aticr. (II in Fig. 7) durch die Reinigung der

BAD ORIGINAL

COPY

Stähle vergrößert ist. Eine Reinigung der Stähle ist daher zum Feinen der Kristallkörner vorteilhaft.

In Fig. 6 gibt der Begriff "2-10 Stiche" an, daß bei einem Zeitraum zwischen den Stichen von weniger als etwa 1 Sekunde sich die Dehnungen akkumulieren können und damit die Kri- . stallkörner gefeint werden. Das Warmverformen durch einen Stich ist jedoch gegenüber dem Warmverformen mit mehreren Stichen bevorzugt.
10

Die Erfindung wird nachstehend mit Bezug auf Ausführungsbeispiele näher erläutert.

Beispiel· 1

Stähle mit der Zusr.mnencetzunrr gemäß Tabelle 1 werden in einem Konverter cecchmolzen, und 200 mm dicke 3rammen werden aus diesen Stählen stranggegocsen. Die gewünschten Endbearbeitungstenr^eraturen der Stähle A und B gemäß Tabelle 1 aufgrund ihrer Ar_x.- und Ar --Punkte ergeben sich zu 680 bis

20 B70°C bzw. 660 eis S90°C.

Tabelle 1

Si Mn .Al N Ar^ Ar₃

v, _ / _α > /a.\ to.\ ' / ο. \ / α Λ {°C\ (°Γ\

St ε	LhI	O	(%)
Nr_T		O	.07
1			.12
2

0.02 1.02 0.019 0.0043 675 774

G.47 1.01 . 0.020 0.0020 658 789

³⁰. Die beiden letzten Stiche beim Pertigwalzen erfolgen erfindungsgemäß (!rertigvialzstich A in-Tabelle 2), wobei die Reduktion 53?a und die Zeit zwischen den Stichen weniger als 1 Sekunde betragt, und in üblicher V/eise, wobei die Reduktion 2^r/?j und die Dauer zwischen den Stichen weriner als

³⁵ 2 Sekunden beträrt.

^L BAD ORIGINAL ^ ^J

- 22

Diese Brammen werden auf 11CO⁰C erwärmt und in einem V/armbandv/alzwerk warmgewalzt. Beim Warmwalzen erfolgt das Vorwaisen mit 5 Stichen, um die Dicke der Brammen von 200 mm auf 50 mm zu reduzieren; danach erfolpt das Fertigwalzen mit 6 Stichen, um die Dicke von 50 mn auf 5 mn zu reduzieren.

Beim Transport der warmgewalzten Bänder vom letzten Fertigwalzgerüst des V'c-rmbandwalswerkes worden die warmgewalzten Bänder wassergekühlt.

Tabelle 2

Porti gwalζ stich"

Bleohdicke nach Zeit zwi- fieduktions-Ütich dem Stich sehen der. grad in eine:

_fjau . Stichen _(%) Sekunde

A	B	1	30	2.00
	Vergleichs
Erfindung	beispiel	2	22	1.46

■		3	17	1.13

		4	12	0.90

			8	0.53

	&	5
1	30	3.00
	20	2.00

	12	1.35

4 ·»	7	0.90

5	5.7	0.50

6	5.0

58

27

Blechelcl;env;rhültnic

BAD ORIGINAL

COPt j

Eg werden elf Versuche unter Variation der Verfahrensbedingungen mit den Stählen 1 und 2 durchgeführt. Die Endbearbeitungstemperatur, die berechnete Kühlgeschwindigkeit von 700 bis 60O⁰C und die V

⁵ in Tabelle 3 angegeben.

700 bis 60O⁰C und die Wickeltemperatur dieser Versuche sind

Die Querschnittsstrukturen der warmgewalzten Stahlbänder werden untersucht durch Aufschneiden der Stahlbänder in einer Richtung senkrecht zu den Blechoberflachen. Man erhält t^2_Q mittlere Ferritnenge und den Korndurchaesser der ferritischen Kristalle. Die mechanischen üipenschaftcn der warngewalzten 3änder ν.'ε-rden gemessen unter Verwendung von JIS 13B Proben. Zusätzlich v/ird die Umfornbarlceit (Charpy -Über^angstenperaturen) /reneooen unter Verv/endung von Charpy-Proben von 1· ^m Unter"röu··?. Die Ergcbnirr.e sind in Tabelle 3 dargestellt.

BAD ORIGINAL

L . , -Ι

co co ro ro -» -» —ι

σι ο· cn ο cn ο cn-*¹

Tabelle J

y_Q.„.p ,„_Λ . ,. Struktur(vertikal Zurci "-oncchafter Umformbarke it.

Verfahrensbedingunpren _2ur Eiechebenc) ₍ji_ST₃b) (char.py)- [^

__ WaIz- j^ndtom- berechnete mittlere- mittlerer Zu^ Deh- Hp^^Vz^I!«¹

U? stich peratur ^Mp^chwin- Ferrit- Korndurch-^.f estigk. nung g^terSößeη ^

: . dirJcuU; _Wi ^,_ΰ1 jnenp-e ' monccr der «panni-ng ürobef

CAiU^dOO¹C) loi'ipvr. Perritkr.i.atalle,

(%) ψΡΐ; (kcj/mn ) (kg/nm'⁶) (%) CC)_

00 H- 48 58 30

05 3 47 £8 21

90 3.5 43 6ί 25 - Γ

Q 4 A . 760 33 390 95 2.2 61 65 20 -160

2| 5 ^l bii^-iei¹!¹"" ^{A 910 2S 500 40 10 61 73 10} - 20 U- -

96 6 46 53 15 -

	1	f .Vorrleichs- beispiel)	Λ	*rc)*	<"C/s)	CC)
1	2	( " )	Λ	ur.o	25	510
	3	( " )	A	820	40	250
	4		A	810	8	530
	5		A	760	33	390
	6		A	910	25	500
	7	·( Verplei chs- beio-oiel)	B .	650	8	540
	8		A	810	" 40	250
2	9	A	820	40	250
	10	A	810	10	520
	11	B	730	35	390
		820	40	250

48	58
47	£8
43	β:
61	65
61	73
46	53
45	58
47	71
48	61
71	73
42	55

60 8 45 58 13 -

85 3 47 71 20.

90 3.5 48 61 32

98 1.4 71 73 23

50 7 42 55 12

Γ - c-j — I

Der Versuch 5 entspricht der üblichen Warmwalzbedingung, wobei die Fertigwalztemperatur hoch ist. In diesem Fall ist der Anteil der Ferritphasen sehr klein, z.B. 4-0$, während der Anteil der Bainit- und Martensitphasen sehr groß ist.

Der warmgewalzte Stahl des Versuchs Hr. 5 hat eine hohe Festigkeit, jedoch eine geringe Umformbarkeit.

Im Versuch 6 ist die Fertigwalztemperatur niedrig und der gewalzte Stahl ist ferritisch. Die Struktur dieses Stahls besteht aus relativ groben Ferrit- und Perlitkristallen die in Walzrichtung gestreckt sind. Dieser Stahlhat daher eine übliche verfcrmte Struktur. Daher ist der mittlere ■ Korn- und Subkorndurchmesser der ferritischen Kristalle dieses Stahls sehr.groß, und die Festigkeit und die Umforn-

15 barkeit dieses Stahls ist niedrig.

. Bei den Versuchen 7 und 11 ist die Reduktion gering. Die Transformation erfolgt daher während der Kühlung. Die Ferritkörner können dabei nicht ausreichend gefeint werden. Die sekundären rhssen, wie die Perlit- und Bainitphasen, haben einen Anteil von etwa 40%. Die Stähle dieser Versuche haben eine relativ hohe Festigkeit, jedoch keine ausreichend hohe Umforrrtarkeit.

Die Makrostruktur· des warmgewalzten Stahls des Versuchs 4 (gemäß der Erfindung) und des warmgewalzten Stahls der Ver-• suche 5 und c (Y^rrleichsbeispiele) werden nachstehend mit Bezug auf die 5ir. 3 bis 11 näher erläutert. ·

Gemäß Fig. 8,besteht der Hauptteil der Struktur aus ultrafeinen, gleichgerichteten Ferritkörnern. Die Fig. 9 zeigt eine Mikrophotographie des warmgewalzten Stahls des Versuchs 4 mit einem Elektronenmikroskop bei stärkerer Vergrößerung als bei Fig. 8. In Fig. 9 sind die ultrafeinen, gleichgerichteten Ferritkörner im Kontrast dar^entellt.

Gemäß Fir. 9 haben die Ferritkörner einen mittleren Korn-

L BADORIGINAL A ■ ■ J

durchmesser von 4- /um oder weniger und haben einen Anteil von über 7C/6 der Struktur. Die Ferritkörner grenzen mit großen
Neigungswinkeln aneinander an, d.h. die Kristallorientierung der benachbarten Körner unterscheidet sich stark voneinander.

Die Ferrite des warmgewalzten Stahls des Versuchs 6 bestehen aus Körnern (normalen Körnern) und Subkörnern. Die Kristallorientierungen dieser Subkörner sind lediglich geringfügig
voneinander unterschiedlich. Selbst wenn die Subkörner fein sind, d.h. selbst wenn der Stahl mit einer Ferritstruktur
zum Feinen der Körner dieses Stahls warmgewalzt wird, ist
das Feinen der Körner nicht sehr effektiv, um die mechanirschen Eigenschaften zu verbessern.

Da die Struktur des erfindungsgemäßen Stahls nach dem Warmwalzen erhalten wird, ergibt sich die Ausbildung der Substruktur in Körner, die von Korngrenzen mit großen Neigungswinkeln umgeben sind; ferner ergibt sich aufgrund dieser Substruktür eine Erhöhung der Versetzungsdichte und eine Ausbil-

20 dung der Subkomstruktur.

Da die mechani solion Eigenschaften der Stähle durch den Hittelwert der Mf.r.ierheitsanteile bestimmt werden, ist es für
die Erzielung ausgezeichneter Eigenschaften unerläßlich, daß die ultrafeinen Körner 70$ oder mehr der Struktur gemäß

Fig. 8 ausmacher.- Der Anteil der ultrafeinen Körner kann ersichtlich 1OC-?:¹ ce-ragen und hängt von den Herstellungsbedingungen des ferririsehen Stahls ab.

30- Der Anteil der ferritischen-Phasen und der sekundären Phasen gemäß.den Fig. 3 und 9 ist größer bzw. kleiner als der aus
dem Kohlenstoffgehalt berechnete Wert. Dies ist.ein spezielles Merkmal des erfjndungsgemäßen ferritischen Stahls.

Die Fig. 10 ze:i~t eine Kikrophotopiraphie eines Vergleichsstahlr. gemäß der. Versuch 5 mit einem optischen Mikroskop;

^L BAD ORIGINAL J

COPYj

1} J I Zfaw / ~ 27 — *" * ···. —ι

die Menge des Ferrits bei diesem Vergleichsstahl beträgt lediglich 40# der Struktur, und die verbleibende Struktur besteht aus Bainit- und Martensitphasen. Die Struktur ergibt eine geringe Dehnung dieses Stahls.

Die Fig. 11 zeigt eine Mikrophotographie eines Vergleichsstahls nach dem Versuch 6 mit einem optischen Mikroskop (Lichtmikrpskop); die Ferritmenge des Vergleichsstahls beträgt etwa 85$ der Struktur. Die Körner sind jedoch gestreckt, und der Vergleichsstahl hat eine deformierte Struktur, die zu einer geringen Dehnung und Festigkeit des Stahls führt.

Beispiel 2

Stähle mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle ^l\ werden in einem Konverter geschmolzen und dann zu 200 mm dicken Brammen stranggegossen. Zum Verringern der Verunreinigungen des Stahls hr. 5 wird eine spezielle Vergütungstechnik angewendet.

Tabelle 4

Stähle C Si . Mn P .S N Al

3 0.07 0.03 1.05 0.006 0.001 . 0.0009 0.011

4 0.07 0.02 1.02 0.023 0.012 0.0043 0.019

(^eC) Ar₃ (⁰C) Rekristallisation s-₁_ Temperatur"· (⁰C)

3 679 778 640

35 4 675 774 710

Diese Brammen werden auf 110O⁰C erwärmt und dann auf einem i'/arinbandwalzwerk zu 5 nun dicken Bändarn warmgewalzt. Beim Vorwalzcn erfolgen sieben Stiche, um die Dicke von 200 mm auf 50 mm zu reduzieren. Der Ablauf des Fertigwalzens erfolgt gemäß Tabelle 5· Die Fertigwalstemperatur beim Warmwalzen beträgt 900 bis 1000⁰C.

Der Ablauf der Stiche k und B erfolgt erfindungsgemäß. Beim Ablauf des Stichs A erfolgt der sechste Stich früher als 1 Sekunde nach den fünften Stich, und der Reduktionsgrad beträgt 582ί. Bein Ablauf des Stichs E erfolgt der sechste Stich früher als 1 Sekunde nach dem fünften Stich, und der Reduktionsgrad beträgt 44$. Der Ablauf des Stich:; C erfolgt in üblicher Weise, wobei der Reduktionsgrad der letzten zwei

¹⁵ Stiche 2?$ beträgt.

Ss v/erden sechs 'ereuche unter den Verfahrensbedingungen ge— näß Tabelle 6 durchgeführt. Bei den Versuchen abgesehen von den Versuchen Nr. 2 und 6 werden die warmgewalzten Bänder auf einem Ablauf tisch stark sprühgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften der v/armgewalzten Bänder sind eoenfalls in Tabelle 6 aufgsfii.ri;.

³⁵ — ■ .

ORIGINAL

copy]

Tabelle 5

Blechdiclce nach Dauer zwi- Reduktions-.,._. . den Stich . sehen den grad in

btiLch Gtichen Ί Selcunde

Al ³⁰

^Λ' 2.00

2 22

1.46 - 3 17

1.13

4 12

0.90

5 8 }

0.53 j · ₅₈

6 5

B 1 30 .

* . 2.00

2 21

1.40

3 13

0.87

⁴⁹ 0.60

^{5 6} 0.53 j

6 5

C- 1 30

3.00

Vergleichs- 2 20

Beispiel ²·⁰⁰

3 12

1.35

4 7 ·

• 0.90 ⁵ 5.7 ·· _{o 57}

6 5.0

- 'JKJ -

rH
rH
O

O -p

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ιη ο es ■»

ο ο cm ιη

CO VO

BADORiGiNAL COPY

_ V^i __

Gemäß Tabelle 6 erhält man mit dem eriindungsgemsßen Verfahren eine Zugfestigkeit von über· 60 kg/mm ' und eine Dehnung
von über

In J?ig. 12 ist eine Mikrophotographie mit einem Lichtnikroskop der. Stahls go mi; 5 Versuch 2 dargestellt. Wie sich aus
Fig. 12 ergibt, bestellt der 3tahl im wesentlichen aus gleichgerichteten, ultrafeinen Körnern mit einer Korngröße von 1
bis 3 /ur.. .

²⁰ fjr

Im Versuch 4- ist: r.-^r Hedukticnsgrad urin damit die Dehnung des
Stahls des Versv.ch;: A- gering. Dies lieft daran, daß keine
feinen. ]?erritkrir-~-.lle gebildet werden, sondern das Austenit
gehärtet wird.

In Verc-vch 5 ist :.-:-r Eeduktionsrrcd hoch ^enug, ~edoch s:nd 1 die d;."nar.ische I.o^ristallisation des Gerrits imd das feinen j der Ilcrner unbefri-'" iijTend weren der, hohen Anteils an Verunreinigungen. Eic Vr.;"ormbc.rkeit des ütahls gemäß Vorsuch 5 ist dahor· gerir.-. I

\ f Ir. Versuch 6 er"".' "7 sich nicht nur eine dynamische Hekristalli-'

sation des Ferrite, sondern die s'erritkcrner werden auch in |

V/alzrichtuns γ---~ττ-.'.:ζ. Die Festigkeit des Stahls des Ver- I

suchs 6 ist hcch. ^::ioch die Dehnung ist sehr gering. |

•DQ

.Stähle nit der .
einem Konverter
men stran

Beispiel 3

._■ -nensetsuns gemäß Tabelle 7 v/erden in
::zhmolzen und dann zu 200 mm dicken Bram-

5AD OBiGlNAL

..Τ

— y£- — I

Tabelle 7

(⁰C)

Si Mn Al N

5 0.07 0.02 1.02 0.019 0.0043 675 774

6 0.12 0.47 1.01 0.020 0.0020 658 789

Die erf indungsgenäßen Bereiche für die Fert igv/al ζ tempera tür, errechnet aus der Zusammensetzung der Stähle 5 und 6 betragen von 6CO bis 87G°C bzw. von 660 bis 89O°C. Diese Brammen werden auf "110O⁰C erv/ärmt und dann auf einem Warmbandwalzwerk zu 5 mm dicken !Bändern warmgewalzt. Beim Vorwalzen erfolgen sieben Stiche zun Verringern der Dicke von 200 mm auf 50 mm". Der Ablauf des J'ertigwalzstiches ist in Tabelle 8 aufgeführt. Die Fertigwalztenpe-ratur beim Warmwalzen beträgt von 900 bis

1000⁰C,

Der Stichablauf .. erfolgt erfindungcgeniäß, wobei der sechste ütich früher als A Sekunde nach dem fünften 3tich erfolgt, und der Reduktio~ar;rad beträgt 58?j.

Der Stichablauf 2 erfolgt in üblicher Weise mit einem Reduktionsgrad der csiien letzten Stiche von 27$. Es wurden sechs Versuche unter c.--- /erfahrensbedingungen gemäß Tabelle 9 gefahren. Bei den Versuchen abgesehen von den Versuchen Nr. 3? 6 und 10 werden iie warmgewalzten Bänder auf einen Ablauftisch ntark sprühcekühlt, um eine Kühlgeschwindigkeit von über 20⁰C/ ßekur..-- .~n zu erreichen. Die mechanischen Eigenschaften der warmgewalzten Bänder sind ebenfalls in Tabelle 9 aufgeführt .

BAD ORIGINAL

COPY ■

10

15

20

3312257 .	3	*	- 35 -	Dauer zwi	* · · ·	-	58
		Tabelle 8	schen den
	4	Blechdicke nach	Stichen	Reduktions-
Stich		dem Stich.	(Sekunden)	grad in
	5		-	1 Sekunde
		(irm)	2.00	(%)
A 1	δ	30
		1.46
2	• 22
		1.13		27
3	17
		0.90
. 4	12	0.53 (

5 6	Ul CD	3.00
B 1	•30
		2.00
Vergleichs- 2	20
beispiel		1.35
12
	0.90
7	Ο.57}

5.7

5.0

25

30 • 35

cn

ω ο

ro cn

αϊ

Tabelle 9

ort

Verfahr cnsbcdin(Tur.p-en

Struktur (vertikal
zur lilechebene)

Zugeipenschaften

(JIS 13S)

w'nl.Ä- Fori;if- borochn. Wickel- mittlere mittlerer _{Q 2%} Zuefestig-Bf. ich- Wi:'.— ' J-UIh¹I nc- tcmpor. ferrit- .Korndurch- Prüf- keit _Ώ , !■·Ι·|. .-.',' !, ιΊ| cv. jii'hwhuMrk. mcn'-;c mo υ rrer der spannung -uen-

(you λ.ι'(ι·«') ■ J?crr.'d tkrist. ₂ 2 ^-^^b CC) Ct) ■ U]¹¹¹) (kq/rm\ ) (kg/πτη ) (%)

beispielj
'. " )

Λ
A

A
A
A
A

850 B20 810 760 910 650 810

25 40

33 25

8 40

510
250
530
390
500
540
250

80
85
90
95

40
85
60

8
9

10

A
A
A

.Vcrfrlcichc-

ucicpiol)

820 Θ10 730 820

40 10 35 40

85
90
98
50

4
3

3.5
2.2

10
6

3
3.5

1.4
7

48
-.7
43

61
61
46
45

47
48
71
42

58
68
62
65
73
53
58

71
61
73
55

30 21 25 20 10 15 13

20 32 23 12

Mit dem erf indungsp: mäßen Verfahren erhält man gemäß Tabelle 9 eine Zugfestigkeit von über 6C kg/mm und eine Dehnung von über 20?-'.

Fig. 13 zeigt eine Mikrophotographie mit einem Lichtmikroskop des Stahls gemäß Versuch 4. Gemäß Fig» 13 besteht der Stahl im wesentlichen aus gleichgerichteten, ultrafeinen Körnern mit einer Korngröße von 2 bis 3/um.

Im Versuch 5 erfolgt das Fertigwaisen bei üblich hoher Temperatur. Da das warmgewalzte Stahlband rasch von der hohen Fertigv/alztemperc-tur abgekühlt wird, ergibt r.ich eine hohe

Festigkeit bei niecriser Umf ormbarkeit. Die Struktur des .·

■Stähle gemäß Versuch I3 ist in F:n. 14 dargestellt. Hieraus .-

ergibt- sich, daß über 5C# eier Struktur eine gehärtete Struk-

tür ist, während ά:.ζ ferritischen Kristalle nadelförnig sind, ι

Dies läßt vermurer., daß die Trans format ion während der Schnell--

'I-rühlung erfolgt. }

Im Versuch 9 ist d'o ?ertigwalztemperatur niedriger als bei ; erfincun.jogcna.'i.er Verfahrencführung. Die ferritischen Körner sind daher nicht ~u.vreichend gefeint, so daß die Festigkeit nicht sehr hoch ; --;.

Bsi den Versuclien -7 und 11 ist der Gesamtreduktionsgrad gering. Die ferriTir^Jien Körner sind relativ gut gefeint, und der Anteil der zl .jx.cären Fhasen ist aufgrund,der Schnellkühlung groß. Z~,±"TZ~. ergibt sich eine erhöhte Festigkeit, die jedoch i:zr.£r r.?ch niedriger liegt als beim erfindungs-

gemäßen ütahl. Aufgrund der Schnellkühlung ist das Verhältnis von sekundär«" Phasen zu den ferritischen Phasen relativ hoch, jedoch Isz dia Dehnuncr gering.

BAD ORIGINAL 0.

L- ■ ' . J

Claims

VOSSlUS VOSSlUS TAUCHNER · HEUNEMANN · RAUH SIEBERTSTRASSE A ■ 8OOO MÜNCHEN 8Θ ■ PHONE: (ΟΘ9) 474O79 CABLE: BENZOLPATENT MÖNCHEN · TELEX 5-29453 VOPAT O 5 u.Z.: S 382 Case: NSC-3858-DE " ^ - !I ^n0 a. ^f1V-! 1333 NIPPON STEEL CORPORATION Tokyo/ Japan •"Ferritischer Stahl mit ultrafeinem Korn und Verfahren zu dessen Herstellung" 15 Patentansprüche

1. Warmverformter, ferritscher Stahl enthaltend 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent C, 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent Mn und als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen, mit mindestens 70$ Ferritstruktur, dadurch gekennzeichnet , daß die Ferritstruktur aus gleichgerichteten Ferritkristallkörnern mit einem mittleren Korndurchmesser von höchstens 4 μα besteht.

2. Ferritischer Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennaeichnet, daß als Terunreinigungen höchstens 0,015% P> höchstens 0,01 Gib S und höchstens 0,0025% N enthalten sind.

3. Ferritischer Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daS der warmverformte Stahl ein legierter Stahl ist mit bis zu 3% Legierungselementen, die nicht Niob, Tantal, Molybdän und Wolfram sind.

4. Ferritischer Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die sekundären Phasen aus einer Bainitphase oder einer Martensitphase bestehen.

L IAD ORIGINAL M- J

5- Ferritischer Stahl nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Struktur aus mindestens 80$ Ferrit besteht.

6. Ferritischer Stahl nach Anspruch 5* dadurch gekennzeich-

net, daß der warmgeformte Stahl ein gewalzter, nichtwärmebehandelter Stahl ist.

7. Verfahren zum Herstellen eines ferritischen Stahls mit ultrafeinem Korn durch Warmverformen eines Stahls, der 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent Kohlenstoff, 0,1 bis 2,0 Gewich üsprozent Mangan und als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen enthält, dadurch gekennzeichnet, a) daß das Warmverformen während des Abkühlens von einer Temperatur erfolgt, die über dem Ac^-Punkt liegt, b) daß während der letzten Stufe der Warmverformung der Stahl einer Temperatur im Bereich von (Ar^, + 50) C bis (Ar₅. + 100)°C ausgesetzt und für weniger als eine Sekunde mindestens einmal verformtwird und c) daß der gesamte Reduktionsgrad bei dieser mindestens einmaligen Verformung mindestens 50$ beträgt.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß während der Kühlung nach Abschluß der Warmverformung in mindestens e^nem Hochtemperaturbereich von mindestens 600°C eine Zwangskühlung mit einer Kühlgeschwindigkeit, von mindestens 20°C/Sekunden erfolgt.

9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß der gesar:~e Reduktionsgrad bei dem mindestens einmaligen Verfemen mindestens 75# beträgt.

10. Abwandlung des Verfahrens nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet,

a) daß der Stahl höchstens 0,015 Gewichtsprozent Phosphor,

höchstens 0,010 Gewichtsprozent Schwefel und höchstens· 0,0025 Gevichtsprozent Stickstoff als übliche

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.13

¹ Verunreinigungen enthält,

b) daß der Stahl auf- eine Temperatur, die über dem

Ac^-Punkt liegt,erwärmt und dann während des Kühlens
warmverformt wird,
c) daß während einer letzten Stufe beim V/arm verformen

der Stahl einer Temperatur von 600⁰C bis (Ar₅ + 10O)⁰C ausgesetzt und für weniger als eine Sekunde mindestens einmal verformt wird und

d) daß der gesainte Rediüctionsgrad der mindestens einmaligen Verformung mindestens 35$ beträgt.

L -J