DE3312257C2 - - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines ultrafeinen Korns in einem Gegenstand aus einem ferritischen Stahl.

Bei dem ferritischen Stahl besteht der Hauptteil seiner Struktur (gewöhnlich 70 bis 80%) aus ferritischen Kristallkörnern. Der ferritische Stahl kann abhängig von den gewünschten mechanischen Eigenschaften eine oder mehrere Phasen neben der ferritischen Phase aufweisen, z. B. eine Perlit-Phase, eine Martensit-Phase und/oder eine Ab­ schreckaustenit-Phase. Der ferritische Stahl kann ferner Ausfällungen oder Ausscheidungen, wie Karbide und Nitride, aufweisen.

Das Feinen von Kristallkörnern ist ein bekanntes Verfahren zum Erhöhen der Festigkeit von Stählen, die sowohl die Festig­ keit als auch die Umformbarkeit verbessern. Diese Technik ist insbesondere bedeutsam zum Verbessern der Qualität von warmzuwalzenden Stählen.

Es sind bereits verschiedene Versuche zum Erzeugen 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 Bruchübergangstemperatur, zu verbessern. Im einen Fall wird der ferritische Stahl einer speziellen Wärmebehandlung ausgesetzt. In anderen Fällen werden Legierungselemente, wie Niob, Titan oder Molybdän, dem ferritischen Stahl zugefügt.

Aus "Thyssen Technische Berichte" Heft 1/1982, Seiten 48 bis 65, ist ein thermomechanisches Behandlungsverfahren (TMT) in Verbindung mit dem üblichen Warmwalzen bekannt, wobei die gewalzte Struktur im nicht-rekristallisierten Zustand verbleibt.

Die Ferrittransformation erfolgt dort während der Kühlung bei der thermomechanischen Behandlung bzw. nach dem Walzen und während der Kühlung.

Dabei erfolgt die Rekristallisation nach dem Walzen und nicht während des Walzens.

Ferner wird bei diesem bekannten Verfahren durch Absenken der Walztemperatur das nicht-rekristallisierte Austenitgefüge aufrechterhalten und das Ferrit gefeint. Die Festigkeit soll dabei durch Absenken der Transformationstemperatur erreicht werden, indem die Transformation während des Abkühlens erfolgt.

Die Druckschrift "Stahl und Eisen" Bd. 101 (1981), Heft 7, Seiten 83 bis 91 beschreibt einen mikrolegierten Stahl, jedoch nicht einen nicht-legierten Stahl. Eine Walzreduktion von 50% ist bekannt; jedoch beschreibt diese Druckschrift nicht, daß eine derartige Reduktion von über 50% innerhalb einer Sekunde und in dem hier be­ anspruchten Temperaturbereich erhalten wird.

Aus DIN 17172 (Mai 1978), insbesondere Seite 3, sind zwar thermo­ mechanisch behandelte Stähle verschiedener Zusammensetzung bekannt, dabei handelt es sich jedoch um mikrolegierte Stähle.

Die Korngröße üblicher ferritischer Stähle mit feinen Körnern beträgt von über 4 bis 6 µm. Diese ferritischen Stähle werden üblicherweise durch sogenanntes gesteuertes Walzen hergestellt. Beim gesteuerten Walzen wird ein ferritischer Stahl, der ein spezielles Legierungselement, wie Nb, enthält, vor dem Warmwalzen auf eine hohe Temperatur, z. B. 1200°C oder darüber, erwärmt, um beispielsweise das Niob in feste Lösung der ferritischen Matrix zu bringen. Die Fertigwalz­ temperatur beträgt 800°C oder weniger und ist daher sehr gering, und das Warmwalzen erfolgt bei starker Abnahme. Da das Warmwalzen erfolgt nachdem die Temperatur des Stahlbandes abgesenkt worden ist, wird die Produktivität bei diesem Verfahren wesentlich verringert, und der Verformungswiderstand während des Warmwalzens ist relativ hoch. Da der Ver­ formungswiderstand relativ hoch ist, ist auch die Belastung des Walzwerks in nachteiliger Weise sehr hoch.

Bei anderen Verfahren zum Herstellen ferritischer Stähle erfolgt das Walzen bei einer niedrigen Brammentemperatur und mit Zwangskühlung nach dem Warmwalzen. Diese Verfahren führen jedoch immer zu der oben erwähnten Korngröße. Bisher ist es nicht möglich, im industriellen Maßstab Korngrößen von 3 bis 4 µm zu erreichen.

Ferner sind Laborverfahren zum Erzeugen ferritischer Stähle mit ultrafeinem Korn vorgeschlagen worden. Bei einem dieser Verfahren wird Nickel enthaltender ferritischer Stahl wiederholt geglüht, wobei die Temperatur abwechselnd auf 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 ferristischen Stahl mit einer praktisch untereutektischen Zusammensetzung und einer Korngröße von höchstens 4 µm im warmgewalzten Zustand zu erzeugen.

Der Erfindung liegt demnach die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Erzeugen eines ultrafeinen Korns in einem Gegenstand aus ferritischem Stahl anzugeben, und zwar ohne Zugabe eines speziellen Legierungselements.

Man erhält einen warmgewalzten ferritischen Stahl, der 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent Kohlenstoff und 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent Mangan sowie als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen enthält; dieser Stahl hat eine Struktur von mindestens 70% Ferrit, die aus gleichgerichteten Ferritkristallkörnern mit einem mittleren Korndurchmesser von höchstens 4 µm besteht. Der erfindungsgemäße ferritische Stahl mit ultrafeiner Korngröße hat ferritische Kristallkörner, die in Walzrichtung praktisch nicht verlängert sind und im wesentlichen gleichberechtigt sind. Der mittlere Korndurchmesser von höchstens 4 µm entspricht der Korngrößen-Nr. 13 nach ASTM.

Die sekundären Phasen neben den ferritischen Phasen bestehen zumindest aus einer Phase aus der Gruppe enthaltend Perlit, Martensit, Abschreckungsaustenit, Karbid und Bainit.

Der Korndurchmesser einzelner gleichgerichteter Kristallkörner wird berechnet als der Durchmesser eines Kreises, der die gleiche Fläche hat wie der Querschnitt der gleich­ gerichteten Kristallkörner. Die gleichgerichteten Kristall­ körner können unter Verwendung optischer Mikroskophotographie in Kreise "umgewandelt" werden. Die gleichgerichteten Kristallkörner sind von Korngrenzen umgeben. Die Subkorngrenzen werden hier nicht als Korngrenzen angesehen.

Der spezifische Kohlenstoffgehalt des erfindungsgemäß erhaltenen Stahls 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 größer 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 70% 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 0,02% Kohlenstoff enthält, nach dem Fertigwarmwalzen rasch abgekühlt wird, so können die ferritischen Kristallkörner nicht ultragefeint werden.

Der Mangangehalt beträgt 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent. Normalerweise wird Mangan den Stählen zugegeben, um beispielsweise die Warmverformbarkeit zu verbessern und die Härtbarkeit und damit die Festigkeit zu erhöhen. Erfindungsgemäß dient das Mangan zum Unterdrücken des Wachstums der ferritischen Kristallkörner nach dem Warmwalzen. Um das Wachstum der ferritischen Kristallkörner zu unterdrücken, muß mindestens 0,1 Gewichtsprozent Mangan vorhanden sein. Wenn jedoch der 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 untransformierte Austenitphase im warmgewalzten Stahl vorhanden bleibt.

Bekanntlich verzögern Niob, Tantal, Molybdän und Wolfram die Rekristallisation in Stahl. Da erfindungsgemäß die Transformation und die Rekristallisation 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.

Erfindungsgemäß wird dieser ferritische Stahl, der 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent Kohlenstoff, 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent Mangan, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen enthält, nach dem Warmverformen über Ac₃ in einem Temperaturbereich zwischen (Ar₁+50)°C und (Ar₃+100)°C in weniger als 1 Sekunde um mindestens 50% verformt. Vorzugsweise wird anschließend derart gesteuert abge­ kühlt, so daß sich im Gefüge ein Ferritanteil von mindestens 70% ergibt.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird die Transformation aufgrund der Dehnung beim Warmwalzen verstärkt oder unterstützt, so daß die ferritischen Kristallkörner gefeint werden. Ein Verfahren zum wirksamen Feinen der ferritischen Kristalle muß bei einer Temperatur oberhalb des Ar₃-Punktes einsetzen und bei einer Temperatur enden, die nicht weit unterhalb des Ar₃-Punktes liegt, da die Stähle ausgehend vom Austentit während des Warmwalzens in Ferrit transformiert werden müssen.

Die übliche Transformation erfolgt durch Unterkühlung, und die Anzahl der Ferritkristalle, die durch diese Transformation gebildet werden, wird hauptsächlich durch die Anzahl der Austenitkristale bestimmt. Wenn die Transformation in üblicher Weise erfolgt und wenn die bekannten Verfahren zum Feinen der ferritischen Kristallkörner nicht angewendet werden, so erhält man üblicherweise Korndurchmesser der ferritischen Kristalle von 8 bis 10 µm und manchmal sogar von über 10 µm.

Das kontinuierliche Warmwalzen erfolgt in der Weise, daß der Reduktionsgrad eines Stichs oder der Gesamtreduktionsgrad zweier oder mehrerer Stiche 80% beträgt. Wenn die Durchlaufdauer unter 1 Sekunde beträgt, so beträgt alternativ der Re­ duktionsgrad eines Stichs oder der Gesamtreduktion zweier oder mehr Stiche mindestens 50%. Die beim Warmwalzen erfolgende Verformungsdehnung bewirkt eine Erhöhung des Ar₃-Punktes des Austenits, das untransformiert bleibt. Im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß dann, wenn sich das Austenit in dem Moment in Ferrit oder kurz danach transformiert, in dem das Austenit gewalzt oder in anderer Weise 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 ferritischen Phasen entlang der Korngrenzen des Austenits ergibt, wobei die Verformung direkt oberhalb des Ar₃-Punktes erfolgt; diese Feinung erfolgt direkt oder kurz nach dem Verformen und dem Ausfällen der neuen ferritischen Phasen an der Grenzfläche zwischen den ferritischen und den austenitischen Phasen durch eine weitere Verformungsdehnung. Wenn die Verformungsdehnung ausreichend hoch ist, können die neuen ferritischen Phasen in dem gesamten Stahl ausgebildet werden.

Erfindungsgemäß können die Stähle nach dem Warmwalzen luft­ gekühlt werden. Bei einer bevorzugten Ausführungsform wird eine kleinere Korngröße dadurch erhalten, daß man die Kühl­ geschwindigkeit nach dem Warmwalzen von der Fertigwalztemperatur auf 600°C oder darunter mit mindestens 20°C/Sekunden durchgeführt. Der Wärmezyklus von 600°C auf Umgebungstemperatur kann variiert werden in Abhängigkeit von den für den ferritischen Stahl geforderten Eigenschaften. Wenn beispielsweise eine hohe Festigkeit des ferritischen Stahls gewünscht wird, sollte eine Schnellkühlung auf etwa Umgebungstemperatur erfolgen. Wenn eine hohe Umformbarkeit des ferritischen Stahls gewünscht wird, sollte zunächst eine Schnellkühlung auf etwa 400°C 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 un­ terdrücken, ist eine große Kühlgeschwindigkeit vorteilhaft. Wenn der Reduktionsgrad oder der gesamte Reduktionsgrad sehr hoch sind oder wenn die Verformungstemperatur auf der niedrigen Seite des erfindungsgemäßen Temperaturbereichs, d. h. von (Ar₁+50)°C bis (Ar₃+100)°C, liegt, so ergeben sich ultrafeine Körner in den ferritischen Stählen mit kleinem Querschnitt selbst dann, wenn eine natürliche Abkühlung erfolgt. In diesem Fall müssen die Kühlgeschwindigkeit oder der Wärmezyklus nicht spezifiziert werden. Ein beschleunigtes Abkühlen ist jedoch erforderlich, wenn der Reduktionsgrad bei einem Stich oder der gesamte Reduktionsgrad bei zwei oder mehr Stichen etwa 50% beträgt, wenn der Querschnitt eines ferritischen Stahls groß ist oder wenn die Endbear­ beitungstemperatur hoch ist.

Eine Abwandlung des erfindungsgemäßen Verfahrens zeichnet sich dadurch aus, daß der Stahl ferner höchstens 0,015 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,010 Gewichtsprozent Schwefel und höchstens 0,0025 Gew.-% Stickstoff enthält und daß nach dem Warmverformen über Ac₃ in einem Temperaturbereich von 600°C bei (Ar₃+100)°C in weniger als 1 Sekunden um mindestens 35% verformt wird.

Die Erfindung wird nachstehend mit Bezug auf die Zeichnung näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 experimentelle Ergebnisse bei Stählen mit 0,15% C und 1,0% Mn, 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 1,0% Mn,

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen dem Korndurchmesser, der Streckspannung und der Um­ formbarkeit ausgedrückt in der Umformbarkeits- (Charpy)-Übergangstemperatur bei Stählen mit 0,1 bis 0,15% C und 0,5 bis 1,5% Mn,

Fig. 4 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Dehnung bei erfindungsgemäßen und bekannten Stählen,

Fig. 5 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Kühlgeschwindigkeit nach dem Abschluß der Umformung und dem Korndurchmesser der ferritischen Kri­ stalle,

Fig. 6 eine Darstellung ähnlich Fig. 2 zur Erläuterung der Beziehung zwischen der Gesamtdehnung in weniger als 1 Sekunde und dem Korndurchmesser der ferritischen Kristalle bei Stählen mit 0,07% C und 1,0% Mn,

Fig. 7 eine Darstellung ähnlich Fig. 1 bei hochreinen Stäh­ len,

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

Fig. 9 eine Mikrophotographie mit einem Elektronenmikroskop eines erfindungsgemäßen ferritischen Stahls,

Fig. 10 und 11 Mikrophotographien mit einem optischen Mi­ kroskop von ferritischen Stählen als Vergleichs­ beispiele,

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

Fig. 13 und 14 Mikrophotographien von erfindungsgemäßen bzw. bekannten ferritischen Stählen, die bei hoher Temperatur fertig warmgewalzt worden sind.

Wie vorstehend ausgeführt, erhält man erfindungsgemäß ohne Verwendung von Legierungselementen qualitativ hochwertige Stähle mit hoher Zugfestigkeit und üblerlegenen 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 vorgewalzt werden. Die Bramme kann unter Aufrechterhalten einer hohen Temperatur warmgewalzt werden. Alternativ ist es möglich, die Bramme auf Umgebungstemperatur abzukühlen, sie wieder zu erwärmen und sie dann warmzuwalzen. Der vorstehend erwähnte Strangguß oder die anderen Fertigungs­ verfahren sind jedoch nicht einschränkend.

Die erfindungsgemäße Verformung der Bramme erfolgt meist am Ende, beispielsweise des Warmwalzvorganges. Abgesehen von dieser erfindungsgemäßen Endbearbeitung können bei den anderen Verfahrensstufen übliche Bedingungen angewendet werden. Im allgemeinen ist es jedoch vorteilhaft, die Wärme- und Warmwalzbedingungen so zu wählen, daß der Korndurchmesser der Austenitkristalle klein ist.

Verschiedene Warmverformungsverfahren können erfindungsgemäß eingesetzt werden, beispielsweise Walzen von Grobblechen, Warmband und Draht. Erfindungsgemäß sind andere Warmverfor­ mungsverfahren neben dem Warmwalzen anwendbar, wie Warm­ strangpressen und Warmpressen.

Gemäß einer bevorzugten erfindungsgemäßen 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, Wolfram 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 Legierungselemente über 3% beträgt, so liegt der Ar₃-Punkt zu niedrig, um die Kristallkörner zu feinen. Wie einleitend ausgeführt, verzögern Niob, Tantal, Molybdän und Wolfram die Rekristallisation und Transformation des Austenits. Da erfindungsgemäß die Kristallkörner durch die Transformation von Austenit nach Ferrit und die Rekristallisation von Ferrit gefeint werden, können diese Elemente nicht verwendet werden.

Kein spezielles Legierungselement neben Mangan ist zum er­ findungsgemäßen Feinen der Kristallkörner wesentlich, jedoch können aus anderen Gründen solche Legierungselemente eingesetzt werden, soweit sie nicht die beim Verformen be­ wirkte Transformation des Austenits in Ferrit drastisch un­ terdrücken.

Als Legierungselemente können beispielsweise Silicium und Chrom eingesetzt werden, die einen hohen Löslichkeitsgrenzwert haben und die Festigkeit erhöhen sowie die Umformbarkeit oder Zähigkeit verbessern.

Silicium wird im allgemeinen als Desoxidationsmittel eingesetzt. Eine geringe Menge an Silicium, das zur Desoxidation eingesetzt wird, verbleibt im Stahl. Dieses Restsilicium 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 Siliciumgehalt 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 1,5%.

Chrom, sowie Nickel, Kobalt und Kupfer üben offensichtlich den gleichen Einfluß wie Mangan auf den ferritischen Stahl aus, sind jedoch für den industriellen Einsatz unwirtschaftlich. Der Gehalt an Chrom, Nickel, Kobalt und Kupfer beträgt daher ebenfalls vorzugsweise maximal 2%.

Aluminium, Titan und Zirkonium werden im allgemeinen den Stählen zugegeben, um sie zu desoxidieren oder eine höhere Festigkeit durch Bilden von Kohlenstoffnitriden zu erzielen. Da diese Kohlenstoffnitride regelmäßig in den ferritischen Phasen gebildet werden, behindert die Zugabe dieser Elemente nicht die Transformation von Austenit nach Ferrit. Wenn der Anteil dieser Elemente zu hoch ist, verbleiben diese Elemente im ferritischen Stahl als grobe Ausfällungen und bewirken dadurch eine Verschlechterung der Eigenschaften des ferritischen Stahls. Die Anteile an Aluminium, Titan und Zirkonium werden daher vorzugsweise auf maximal 0,1%, 0,03% bzw. 0,03% begrenzt.

Calcium und Seltene Erdmetalle werden im allgemeinen in geringen Mengen zugegeben, um die Form der nichtmetallischen Einschlüsse in dem Stahl zu steuern und die Verformbarkeit zu verbessern. Diese Formsteuerung und Verbesserung der Verformbarkeit können erfindungsgemäß, falls erforderlich, vorgenommen werden. Ein zu hoher Anteil an Calcium oder Seltenen Erdmetallen erhöht jedoch die Menge an nichtmetalli­ schen Einschlüssen. Der Gehalt an Calcium oder Seltenen Erdmetallen 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 beträgt vorzugsweise maximal 0,1% da zuviel Vanadium im Stahl die Transformation von Austenit nach Ferrit verzögert.

Bei einer erfindungsgemäßen Abwandlung betragen beim eingesetztem Stahl der Phosphorgehalt 0,015% oder weniger, der Schwefelgehalt 0,01% oder weniger und der Stickstoffgehalt 0,0025% oder weniger. Diese Verunreinigungen erhöhen die Rekristallisations­ temperatur des Ferrits; je niedriger daher deren Anteile liegen, um so vorteilhafter ist dies für die Feinung der Kristallkörner. Eine Reinigung der Stähle bezüglich ihres Phosphor-, Schwefel- und Stickstoffgehaltes ist in der Massenproduktion des ferritischen Stahls technisch möglich. Der ferritische Stahl mit höchstens 0,015% Phosphor, höchstens 0,010% Schwefel und höchstens 0,025% Stickstoff wird nachstehend als "hoch­ reiner Stahl" bezeichnet.

Erfindungsgemäß wird dieser hochreine Stahl bei einer hohen Reduktion von mindestens 35% bei einer Temperatur von 600°C bis (Ar₃+100)°C verformt. Im Rahmen der Erfindung hat sich gezeigt, daß die Transformation von Austenit nach Ferrit durch die Verformung induziert wird. Während dieser Transformation werden ferritische Kristalle mit ultrafeinen Körnern gebildet. Diese ferritischen Kristalle rekristallisieren und werden nach einer bevorzugten Ausführungsform weiter gefeint.

Der ferritische Stahl hat eine Zugfestigkeit von mindestens 50 kg/mm² und eine Streckspannung von mindestens 40 kg/mm². Außerdem hat der ferritische Stahl eine ausreichend hohe Umformbarkeit und Verformbarkeit. Ferner zeigt er eine Superplastizität in einem bestimmten Tempera­ turbereich, beispielsweise von 600 bis 800°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 werden 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 Reduktionsgrad 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 dem die Stähle austenitisch sind, in Abhängigkeit von der Temperatur entweder eine statische Rekristallisation, eine partielle statische Rekristallisation oder eine vollständige Nichtrekristallisation auftreten. Es ist kürzlich nachgewiesen worden, daß in dem Bereich in Fig. 1, in dem der Reduktionsgrad hoch und die Temperatur relativ hoch sind, während des Walzens eine dynamische Re­ kristallisation des Austenits auftritt. Im Rahmen der Erfindung hat es sich jedoch gezeigt, daß es eine Temperatur- und Reduktionsbedingung gibt, bei der eine dynamische Transformation stattfindet.

Ferner konnte im Rahmen der Erfindung eine Temperatur- und Reduktionsbedingung angegeben werden, unter der die dynamische Rekristallisation des Ferrits beim Walzen auftritt. Gemäß Fig. 1 ergibt sich, daß der Bereich der dynamischen Transformation mit dem Bereich der dynamischen Rekristallisation des Ferrits überlappen. Die Bildung ultrafeiner, gleichgerichteter Kristallkörner hängen mit der dynamischen Transformation und mit der dynamischen Rekristallisation des Ferrits zusammen.

Wenn gemäß Fig. 2 der Reduktionsgrad (gesamte Reduktion in 1 Sekunde) mindestens 50% beträgt, so ist der mittlere Korndurchmesser der ferritischen Kristalle von 3 bis 4 µm. Wenn gemäß Fig. 1 der Reduktionsgrad 50% 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 Korndurchmesser der ferritischen Kristalle 2 µm oder weniger. Wenn diese ultrafeinen Körner von 2 µm oder weniger gebildet werden, ist es wahrscheinlich, daß die Feinung der Kristallkörner ziemlich gesättigt wird. Der Reduktionsgrad beträgt vorzugsweise mindestens 50%, wobei mindestens 75% besonders bevorzugt ist.

Gemäß Fig. 2 erfolgt die Reduktion vorzugsweise bei einem Stich, jedoch können auch mehrere Stiche während eines kurzen Zeitraums erfolgen. Erfindungsgemäß hat sich gezeigt, daß bei Durchführung mehrerer Stiche während eines kurzen Zeitraums die Reduktion in etwa 1 Sekunde oder weniger erfolgen sollte, um die Kristallkörner zu feinen. Bei mehreren Stichen sollte daher der Gesamtreduktionsgrad der Stiche, die in etwa 1 Sekunde oder weniger ausgeführt werden, mindestens 50% betragen.

Gemäß Fig. 1 wird der erfindungsgemäße Reduktionsgrad nicht durch ein Umkehr-Warmwalzwerk erreicht, sondern kann mit Hilfe eines Drahtwalzwerkes und in der letzten Stufe mit Hilfe eines kontinuierlichen Walzwerkes erreicht werden.

Die erfindungsgemäße Warmverformung erfolgt vorzugsweise in einer späteren Stufe der Gesamtverformung. Gelegentlich kann eine Warm- oder Kaltverformung der Stähle nach dem er­ findungsgemäßen Warmverformen erfolgen, um die Form des warmverformten Gegenstandes abzustimmen. Diese Warm- oder Kaltverformung verschlechtert nicht sehr stark die Eigen­ schaften eines erfindungsgemäß warmverformten Gegenstandes.

In Fig. 3 sind die Streckspannung, die (Charpy)-Übergangs­ temperatur für die Umformbarkeit sowie der Korndurchmesser von erfindungsgemäßen ferritischen Stählen durch schwarze Punkte wiedergegeben, während die gleichen Eigenschaften be­ kannter ferritischer Stähle durch weiße Punkte dargestellt sind. Die Daten bekannter ferritischer Stähle entsprechen der sogenannten Petch-Formel. Die Daten für die erfindungsgemäßen ferritischen Stähle sind tendentiell besser als die durch die Extrapolation der Petch-Formel erhaltenen Werte.

In Fig. 4 sind die Zugfestigkeit und die Dehnung von erfin­ dungsgemäßen ferritischen Stählen durch weiße Punkte darge­ stellt. Die Abhängigkeit der Zugfestigkeit und der Dehnung bei bekannten ferritischen Stählen ist durch den Begriff "Stand der Technik" angedeutet. Diese Abhängigkeit der be­ kannten ferritischen Stähle wird als "Zugfestigkeit-Umform­ barkeit-Gleichgewicht" bezeichnet. Gemäß Fig. 4 ist die Um­ formbarkeit eines erfindungsgemäßen ferritischen Stahls, dessen Zugfestigkeit gleich der eines bekannten ferritischen Stahls ist, größer als die des bekannten ferritischen Stahls. Dies ist ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemäßen ferritischen Stahls.

Ein weiteres, nicht dargestelltes Merkmal des erfindungsgemäßen ferritischen Stahls besteht darin, daß bei einem mittleren Korndurchmesser von 2 bis 3 µm sich eine wesentlich höhere Formbarkeit bei einer Temperatur von 600°C oder mehr ergibt, d. h. dieser ferritische Stahl zeigt Superplastizität.

In Fig. 5 ist der Einfluß der Kühlgeschwindigkeit nach dem Abschluß der Verformung (nachstehend als Kühlung bezeichnet) auf den Korndurchmesser der Ferritkristalle dargestellt.

Gemäß Fig. 5 beträgt die Kühlgeschwindigkeit vorzugsweise 20°C/Sekunden oder mehr; dies ist jedoch nicht einschränkend gemeint. Wenn die Kühlgeschwindigkeit hoch ist und selbst ein geringer untransformierter Austenit nach dem Abschluß der Verformung verbleibt, so kann jedoch die Festigkeit dieses Teils erhöht werden, da das untransformierte Austenit in harte sekundäre Phasen umgewandelt wird, die hauptsächlich aus Bainit und/oder Martensit bestehen. Daher kann ein be­ schleunigtes Kühlen insbesondere dann vorgenommen werden, wenn eine hohe Festigkeit erforderlich ist. Das beschleunigte Kühlen erfolgt zumindest bei einer Temperatur von 500°C 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 worden sind.

Das langsame Kühlen kann aus bestimmten Gründen, beispielsweise zum Bilden einer Textur durch Kornwachstum der ferritischen Kristalle, durchgeführt werden. In diesem Fall können ebenfalls ferritische Stähle mit ultrafeinen Körnern und Textur hergestellt werden.

In Fig. 6 sind Werte für Vergleichsstähle enthaltend 0,015 bis 0,030% Phosphor, 0,008 bis 0,015% Schwefel und 0,0025 bis 0,0050% Stickstoff und für erfindungsgemäße, hochreine Stähle eingezeichnet.

Aus der Figur ergibt sich, daß eine größere Reinheit der Stähle zu geringeren Minimalreduktionsgraden führen, bei denen die Kristallkörner gefeint werden. Die Verformungs­ temperatur der Vergleichsstähle und der hochreinen Stähle beträgt von 750 bis 800°C bzw. von 650 bis 700°C. Aus dem Vergleich der beiden einander entsprechenden Fig. 1 und 7 ergibt sich, daß der Bereich der ferritischen, dynamischen Rekristallisation (II in Fig. 7) durch die Reinigung der 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 Kristallkörner gefeint werden. Das Warmverformen durch einen Stich ist jedoch gegenüber dem Warmverformen mit mehreren Stichen bevorzugt.

Die Erfindung wird nachstehend mit Bezug auf Ausführungsbei­ spiele näher erläutert.

Beispiel 1

Stähle mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 werden in einem Konverter geschmolzen, und 200 mm dicke Brammen werden aus diesen Stählen stranggegossen. Die gewünschten End­ bearbeitungstemperaturen der Stähle A und B gemäß Tabelle 1 aufgrund ihrer Ar₁- und Ar₃-Punkte ergeben sich zu 680 bis 870°C bzw. 660 bis 890°C.

Tabelle 1

Die beiden letzten Stiche beim Fertigwalzen erfolgen er­ findungsgemäß (Fertigwalzstich A in Tabelle 2), wobei die Reduktion 58% und die Zeit zwischen den Stichen weniger als 1 Sekunde beträgt, und in üblicher Weise, wobei die Reduktion 27% und die Dauer zwischen den Stichen weniger als 2 Sekunden beträgt.

Diese Brammen werden auf 1100°C erwärmt und in einem Warm­ bandwalzwerk warmgewalzt. Beim Warmwalzen erfolgt das Vorwalzen mit 5 Stichen, um die Dicke der Brammen von 200 mm auf 50 mm zu reduzieren; danach erfolgt das Fertigwalzen mit 6 Stichen, um die Dicke von 50 mm auf 5 mm zu reduzieren.

Beim Transport der warmgewalzten Bänder vom letzten Fertig­ walzgerüst des Warmbandwalzwerkes werden die warmgewalzten Bänder wassergekühlt.

Tabelle 2

Es werden elf Versuche unter Variation der Verfahrensbedingungen mit den Stählen 1 und 2 durchgeführt. Die Endbearbeitungstemperatur, die berechnete Kühlgeschwindigkeit von 700 bis 600°C und die Wickeltemperatur dieser Versuche sind in Tabelle 3 angegeben.

Die Querschnittstrukturen der warmgewalzten Stahlbänder werden untersucht duch Aufschneiden der Stahlbänder in einer Richtung senkrecht zu den Blechoberflächen. Man erhält die mittlere Ferritmenge und den Korndurchmesser der ferritischen Kristalle. Die mechanischen Eigenschaften der warm­ gewalzten Bänder werden gemessen unter Verwendung von JIS 13B- Proben. Zusätzlich wird die Umformbarkeit (Charpy-Übergangs­ temperaturen) gemessen unter Verwendung von Charpy-Proben von 3 mm Untergröße. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dar­ gestellt.

Der Versuch 5 entspricht der üblichen Warmwalzbedingung, wobei die Fertigwalztemperatur hoch ist. In diesem Fall ist der Anteil der Ferritphasen sehr klein, z. B. 40%, während der Anteil der Bainit- und Martensitphasen sehr groß ist. Der warmgewalzte Stahl des Versuchs Nr. 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 Stahl hat daher eine übliche verformte Struktur. Daher ist der mittlere Korn- und Subkorndurchmesser der ferritischen Kristalle dieses Stahls sehr groß, und die Festigkeit und die Umform­ barkeit dieses Stahls ist sehr niedrig.

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

Die Mikrostruktur des warmgewalzten Stahls des Versuchs 4 (gemäß der Erfindung) und des warmgewalzten Stahls der Ver­ suche 5 und 6 (Versuchsbeispiele) werden nachstehend mit Bezug auf die Fig. 8 bis 11 näher erläutert.

Gemäß Fig. 8 besteht der Hauptteil der Struktur aus ultra­ feinen, gleichgerichteten Ferritkörnern. Die Fig. 9 zeigt eine Mikrophotographie des warmgewalzten Stahls des Versuchs 4 mit einem Elektronenmikroskop bei stärkerer Ver­ größerung als bei Fig. 8. In Fig. 9 sind die ultrafeinen, gleichgerichteten Ferritkörner im Kontrast dargestellt. Gemäß Fig. 9 haben die Ferritkörner einen mittleren Korn­ durchmesser von 4 µm oder weniger und haben einen Anteil von über 70% 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 Kristall­ orientierungen 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 mechanischen Eigenschaften zu verbessern.

Da die Struktur des erfindungsgemäßen Stahls nach dem Warm­ walzen erhalten wird, ergibt sich die Ausbildung der Sub­ struktur in Körner, die von Korngrenzen mit großen Neigungs­ winkeln umgeben sind; ferner ergibt sich aufgrund dieser Sub­ struktur eine Erhöhung der Versetzungsdichte und eine Ausbil­ dung der Subkornstruktur.

Da die mechanischen Eigenschaften der Stähle durch den Mit­ telwert der Minderheitsanteile bestimmt werden, ist es für die Erzielung ausgezeichneter Eigenschaften unerläßlich, daß die ultrafeinen Körner 70% oder mehr der Struktur gemäß Fig. 8 ausmachen. Der Anteil der ultrafeinen Körner kann er­ sichtlich 100% betragen und hängt von den Herstellungsbedin­ gungen des ferritischen Stahls ab.

Der Anteil der ferritischen Phasen und der sekundären Phasen gemäß den Fig. 8 und 9 ist größer bzw. kleiner als der aus dem Kohlenstoffgehalt berechnete Wert. Dies ist ein spezielles Merkmal des erfindungsgemäßen ferritischen Stahls.

Die Fig. 10 zeigt eine Mikrophotographie eines Vergleichs­ stahls gemäß dem Versuch 5 mit einem optischen Mikroskop; 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 Vergleichs­ stahls nach dem Versuch 6 mit einem optischen Mikroskop (Lichtmikroskop); 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 4 werden in einem Konverter geschmolzen und dann zu 200 mm dicken Brammen stranggegossen. Zum Verringern der Verunreinigungen des Stahls Nr. 3 wird eine spezielle Vergütungstechnik angewen­ det.

Tabelle 4

Diese Brammen werden auf 1100°C erwärmt und dann auf einem Warmbandwalzwerk zu 5 mm dicken Bändern warmgewalzt. Beim Vorwalzen erfolgen sieben Stiche, um die Dicke von 200 mm auf 50 mm zu reduzieren. Der Ablauf des Fertigwalzens er­ folgt gemäß Tabelle 5. Die Fertigwalztemperatur beim Warm­ walzen beträgt 900 bis 1000°C.

Der Ablauf der Stiche A und B erfolgt erfindungsgemäß. Beim Ablauf des Stichs A erfolgt der sechste Stich früher als 1 Sekunde nach dem fünften Stich, und der Reduktionsgrad beträgt 58%. Beim Ablauf des Stichs B erfolgt der sechste Stich früher als 1 Sekunde nach dem fünften Stich, und der Reduktionsgrad beträgt 44%. Der Ablauf des Stichs C erfolgt in üblicher Weise, wobei der Reduktionsgrad der letzten zwei Stiche 27% beträgt.

Es werden sechs Versuche unter den Verfahrensbedingungen gemäß Tabelle 6 durchgeführt. Bei den Versuchen abgesehen von den Versuchen Nr. 2 und 6 werden die warmgewalzten Bänder auf einem Ablauftisch stark sprühgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften der warmgewalzten Bänder sind ebenfalls in Ta­ belle 6 aufgeführt.

Tabelle 5

Gemäß Tabelle 6 erhält man mit dem erfindungsgemäßen Verfahren eine Zugfestigkeit von über 60 kg/mm² und eine Dehnung von über 20%.

In Fig. 12 ist eine Mikrophotographie mit einem Lichtmikroskop des Stahls gemäß Versuch 2 dargestellt. Wie sich aus Fig. 12 ergibt, besteht der Stahl im wesentlichen aus gleich­ gerichteten, ultrafeinen Körnern mit einer Korngröße von 1 bis 3 µm.

Im Versuch 4 ist der Reduktionsgrad und damit die Dehnung des Stahls des Versuchs 4 gering. Dies liegt daran, daß keine feinen Ferritkristalle gebildet werden, sondern das Austenit gehärtet wird.

Im Versuch 5 ist der Reduktionsgrad hoch genug, jedoch sind die dynamische Rekristallisation des Ferrits und das Feinen der Körner unbefriedigend wegen des hohen Anteils an Verun­ reinigungen. Die Umformbarkeit des Stahls gemäß Versuch 5 ist daher gering.

Im Versuch 6 ergibt sich nicht nur eine dynamische Rekristallisation des Ferrits sondern die Ferritkörper werden auch in Walzrichtung gestreckt. Die Festigkeit des Stahls des Ver­ suchs 6 ist hoch, jedoch die Dehnung ist sehr gering.

Beispiel 3

Stähle mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle 7 werden in einem Konverter geschmolzen und dann zu 200 mm dicken Brammen stranggegossen.

Tabelle 7

Die erfindungsgemäßen Bereiche für die Fertigwalztemperatur, errechnet aus der Zusammensetzung der Stähle 5 und 6 betragen von 680 bis 870°C bzw. von 660 bis 890°C. Diese Brammen werden auf 1100°C erwärmt und dann auf einem Warmbandwalzwerk zu 5 mm dicken Bändern warmgewalzt. Beim Vorwalzen erfolgen sieben Stiche zum Verringern der Diche von 200 mm auf 50 mm. Der Ablauf des Fertigwalzstiches ist in Tabelle 8 aufgeführt. Die Fertigwalztemperatur beim Warmwalzen beträgt von 900 bis 1000°C.

Der Stichablauf A erfolgt erfindungsgemäß, wobei der sechste Stich früher als 1 Sekunde nach dem fünften Stich erfolgt, und der Reduktionsgrad beträgt 58%.

Der Stichablauf B erfolgt in üblicher Weise mit einem Reduk­ tionsgrad der beiden letzten Stiche von 27%. Es wurden sechs Versuche unter den Verfahrensbedingungen gemäß Tabelle 9 ge­ fahren. Bei den Versuchen abgesehen von den Versuchen Nr. 3, 6 und 10 werden die warmgewalzten Bänder auf einem Ablauftisch stark sprühgekühlt, um eine Kühlgeschwindigkeit von über 20°C/Sekunden zu erreichen. Die mechanischen Eigenschaften der wargewalzten Bänder sind ebenfalls in Tabelle 9 auf­ geführt.

Tabelle 8

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhält man gemäß Ta­ belle 9 eine Zugfestigkeit von über 60 kg/mm² 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 µm.

Im Versuch 5 erfolgt das Fertigwalzen bei üblich hoher Tem­ peratur. Da das warmgewalzte Stahlband rasch von der hohen Fertigwalztemperatur abgekühlt wird, ergibt sich eine hohe Festigkeit bei niedriger Umformbarkeit. Die Struktur des Stahls gemäß Versuch 13 ist in Fig. 14 dargestellt. Hieraus ergibt sich, daß über 50% der Struktur eine gehärtete Struktur ist, während die ferritischen Kristalle nadelförmig sind. Dies läßt vermuten, daß die Transformation während der Schnell­ kühlung erfolgt.

Im Versuch 9 ist die Fertigwalztemperatur niedriger als bei erfindungsgemäßer Verfahrensführung. Die ferritischen Körner sind daher nicht ausreichend gefeint, so daß die Festigkeit nicht sehr hoch ist.

Bei den Versuchen 7 und 11 ist der Gesamtreduktionsgrad gering. Die ferritischen Körner sind relativ gut gefeint, und der Anteil der sekundären Phasen ist aufgrund der Schnell­ kühlung groß. Dadurch ergibt sich eine erhöhte Festigkeit, die jedoch immer noch niedriger liegt als beim erfindungs­ gemäßen Stahl. Aufgrund der Schnellkühlung ist das Verhältnis von sekundären Phasen zu den ferritischen Phasen relativ hoch, jedoch ist die Dehnung gering.

Claims (5)

1. Verfahren zum Erzeugen eines ultrafeinen Korns in einem Gegenstand aus einem ferritischen Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl, der aus 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent Kohlen­ stoff, 0,1 bis 2,0 Gewichtsprozent Mangan, Rest Eisen besteht, nach der Warmverformung über Ac₃ in einem Tempera­ turbereich zwischen (Ar₁+50)°C und (Ar₃+100)°C in weniger als 1 Sekunde um mindestens 50% verformt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformung in einem Walzschritt erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß nach Abschluß der Verformung von oberhalb 600°C eine gesteuerte Abkühlung mit mindestens 20°C/Sek. erfolgt.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekenn­ zeichnet, daß die Warmverformung mindestens 75% beträgt.

5. Abwandlung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl, wenn dieser höchstens 0,015 Ge­ wichtsprozent Phosphor, höchstens 0,010 Gewichtsprozent Schwefel und höchstens 0,0025 Gewichtsprozent Stickstoff enthält, nach der Warmverformung über Ac₃ in einem Temperaturbereich zwischen 600°C und (Ar₃+100)°C in weniger als einer Sekunde um mindestens 35% verformt wird.