DE69517376T2

DE69517376T2 - Verfahren zur herstellung eines walzbleches aus hochmanganstahl ohne geglichen riss

Info

Publication number: DE69517376T2
Application number: DE69517376T
Authority: DE
Inventors: Tai Woung Kim; Young Gil Kim; Shin Hwa Park
Original assignee: Research Institute of Industrial Science and Technology RIST; Pohang Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Research Institute of Industrial Science and Technology RIST; Posco Holdings Inc
Priority date: 1994-03-25
Filing date: 1995-03-25
Publication date: 2000-10-12
Anticipated expiration: 2015-03-26
Also published as: DE69517376D1; EP0700451A1; JP2714488B2; KR950026569A; EP0700451B1; KR970001324B1; JPH08507107A; US5647922A; WO1995026423A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Hochmanganstahl und ein Verfahren zur Herstellung eines Bleches aus Hochmanganstahl zur Verwendung für die Herstellung von Automobilen, bei welcher eine höhere Verformbarkeit und eine höhere Festigkeit erforderlich sind. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einen austentischen Hochmanganstahl (Hochmanganhartstahl) mit einer besseren Warmverarbeitbarkeit, bei welchem die Querschnittsreduktion im Bereich hoher Temperaturen 40% oder mehr beträgt. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Bleches aus Hochmanganstahl, bei welchem keine Risse erzeugt werden.
Entsprechend der Verschärfung der Regelungen über die Abgabe von Kohlendioxid, welches zur Luftverschmutzung beiträgt, verlangt der Bereich der Automobilherstellung nach einem Stahl hoher Verformbarkeit und Festigkeit, welcher das Gewicht der Automobile verringert und die Effizienz der Kraftstoffverbrennung erhöhen kann.
In Hinblick auf die Formbarkeit ist das übliche Automobilblech ein Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt, dessen Matrixstruktur ferritisch ist. Durch Verwendung eines Kohlenstoffstahls mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt als Automobilblech ist zwar die Formbarkeit hervorragend, jedoch die Zugfestigkeit gering: sie geht herunter bis zu 28-38 kg/mm². Daher kann nicht nur das Automobilgewicht nicht verringert werden, sondern darüber hinaus wird auch die Sicherheit des Automobils verschlechtert, mit dem Ergebnis, dass bei einem Unfall menschliches Leben gefährdet wird.
Beim Versuch, die oben genannten Nachteile zu überwinden, hat der Erfinder der vorliegenden Erfindung einen austentischen Hochmanganstahl mit hervorragender Formbarkeit und Festigkeit erfunden und Patentanmeldungen eingereicht mit der Koreanischen Patentanmeldungsnummer 25112 (Titel: Austentischer Hochmanganstahl mit hervorragender Formbarkeit und Festigkeit; eingereicht am 30. Dezember 1991), der Koreanischen Patentanmeldungsnummer 13309 (Titel: Verfahren zur Herstellung eines Hochmanganstahls mit hervorragender Formbarkeit, Festigkeit und Schweißbarkeit; eingereicht am 24. Juli 1992), und der PCT-Anmeldungsnummer PCT/KR 92/00082 (Titel: Austentischer Hochmanganstahl mit überlegener Formbarkeit, Festigkeit und Schweiß barkeit und Verfahren zu dessen Herstellung; eingereicht am 30. 12. 1992):
Der oben erwähnte Hochmanganstahl mit hervorragender Formbarkeit und Festigkeit entstammt dem Fe-Mn-Al-C-System. Dieser Stahl weist das Problem auf, dass in einem gravierenden Ausmaß Risse an den Seiten und Flächen des Bleches gebildet werden, wenn er in einem üblichen Warmwalz- Verfahren warmgewalzt wird. Wenn während des Warmwalzens Risse gebildet werden, besteht nicht nur die Gefahr einer Beschädigung der Warmwalzmaschine, sondern es müssen auch die Seitenabschnitte des warmgewalzten Bleches abgeschnitten werden, so dass die vorgesehene Größe des Stahlbleches nicht erzielt werden kann. Ferner muss die Fläche des Stahlbleches abgeschliffen werden, so dass die tatsächliche Ausbeute des Produktes erheblich verringert ist.
Weiterhin enthält dieser Hochmanganstahl große Mengen von Aluminium und Mangan, welches Legierungselemente mit einer Tendenz zur leichten Oxidation sind. Wenn daher der Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel auf eine hohe Temperatur erhitzt werden, bildet sich durch selektive Oxidation der leicht oxidierbaren Elemente eine dicke Schicht eines Oxidationsüberzugs auf der Oberfläche. Weiterhin werden die Legierungselemente in der Oberflächenschicht abgereichert, und die selektive Oxidation tritt auch entlang von Korngrenzen auf. Die dicken Oxidschichten werden dadurch zu einem Oberflächendefekt, dass sie nach einer Verarbeitung bei hohen Temperaturen wie zum Beispiel einem Warmwalzen verbleiben. Die Abreicherung der Legierungselemente und die selektive Oxidation entlang von Korngrenzen verursachen während eines Warmwalzens winzige Risse. Die Oberfläche des Stahlbleches muss daher geschliffen werden, mit dem Ergebnis, dass die Produktausbeute verringert wird.
Die vorliegende Erfindung ist in den Ansprüchen 1 bis 4 umschrieben.
Ein Vorteil der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines warmgewalzten Bleches aus Hochmanganstahl, bei welchem der Hochmanganstahl einer Kontrolle der anfänglichen Warmwalzbedingungen während des Warmwalzens unterzogen wird, so dass keine großen Risse an den Seiten und auf der Oberfläche des warmgewalzten Stahlbleches entstehen können.
Ein anderer Vorteil der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines warmgewalzten Bleches aus Hochmanganstahl, welches keine winzigen Risse auf der Oberfläche des Bleches erzeugt, bei dem, wenn der Hochmanganblock oder die kontinuierliche Gusstafel erhitzt wird, die Erhitzung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre erfolgt oder die Erhitzung nach Beschichtung der Oberfläche mit einem Beschichtungsmaterial vorgenommen wird, und wobei dann ein Warmwalzen durchgeführt wird, so dass Oberflächenoxidüberzüge, die Abreicherung der Legierungselemente in der Oberflächenschicht und die Oxidation heißer Korngrenzen verhindert werden, wodurch winzige Risse eliminiert werden.
Im folgenden werden mit Bezug auf die beiliegenden Zeichnungen ohne Beschränkung der Allgemeinheit bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung beschrieben. Es zeigen:
Fig. 1: eine graphische Veranschaulichung, bei welcher die Tiefe von Rissen an Kanten des warmgewalzten Stahlbleches gegen den Reduktionsgrad pro Durchlauf während des Warmwalzens des Bleches gemäß der vorliegenden Erfindung aufgetragen ist;
Fig. 2: eine graphische Veranschaulichung, bei welcher die Tiefe von Rissen an Kanten des warmgewalzten Stahlbleches gegen die durchschnittliche Umformgeschwindigkeit des Walzdurchlaufes während des Warmwalzens des erfindungsgemäßen Stahles aufgetragen ist;
Fig. 3: eine graphische Veranschaulichung, bei welcher die Tiefe von Rissen gegen den gesamten akkumulierten Reduktionsgrad aufgetragen ist, wenn ein geringer anfänglicher Reduktionsgrad angewendet wird; und
Fig. 4: eine graphische Veranschaulichung, welche die Veränderung der chemischen Zusammensetzung in der Oberflächenschicht im Vergleich zur zentralen Region zeigt, nachdem der Block oder die kontinuierliche Gus stafel des erfindungsgemäßen Stahles für fünf Stunden mit oder ohne Beschichtungsmaterial bei 1300ºC erhitzt worden sind.
Der in der vorliegenden Erfindung verwendete Hochmanganstahl mit einer höheren Warmverarbeitbarkeit enthält in Gewichtsprozent: einen Fe-Mn-Al-C-Stahl, welcher aus weniger als 1.5% C, 15.0-35.0% Mn, 0.1-6.0% Al und einem Ausgleich an Fe und anderen unentbehrlichen Fremdbestandteilen zusammengesetzt ist; und welcher ferner eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe von 0.0005-0.04% B, 0.0005-0.050% Ti, 0.0005-0.050% Zr, 0.0005-0.040% La, 0.0005-0.040% Ce und 0.0005-0.030% Ca enthält, wobei die Querschnittsreduktion bei hohen Temperaturen 40% oder mehr beträgt.
Gemäß einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung enthält der Hochmanganstahl mit höherer Warmverarbeitbarkeit in Gewichtsprozent: einen Fe-Mn-Al-C-Stahl zusammengesetzt aus weniger als 1.5% C, 15.0-35.0% Mn, 0.1-6.0% Al und einem Ausgleich an Fe und anderen unentbehrlichen Fremdbestandteilen; weiterhin enthält er eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe von weniger als 0.6% Si, weniger als 5.0% Cu, weniger als 1.0% Nb, weniger als 0.5% V, weniger als 9.0% Cr, weniger als 4.0% Ni und weniger als 0.2% N; und weiterhin enthält er eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe von 0.0005-0.04% B, 0.0005-0.050% Ti, 0.0005-0.050% Zr, 0.0005-0.040% La, 0.0005-0.040% Ce und 0.0005-0.030% Ca, wobei die Querschnittsreduktion bei hohen Temperaturen 40% oder mehr beträgt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird der wie oben beschrieben zusammengesetzte Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel auf eine Temperatur von 1150ºC bis 1300ºC erhitzt, und dann wird ein leichtes Warmwalzen mit einer Reduktionsrate (Reduktionsgrad) von weniger als 7% pro Durchlauf ausgeführt, bis die gesamte Reduktionsrate 40% erreicht. Die durchschnittliche Umformgeschwindigkeit wird während des leichten Warmwalzens unterhalb von 2.0 s&supmin;¹ gehalten. Nach Erreichen des Gesamtreduktionsgrades von 40% kann ein massives Warmwalzen mit einer hohen Reduktionsrate von 20% oder mehr pro Durchlauf ausgeführt werden. Auf diese Weise kann ein warmgewalztes Hochmanganstahlblech ohne irgendwelche Risse hergestellt werden.
In dem erfindungsgemäßen Verfahren zum Warmwalzen des Hochmanganstahls wird eine nicht-oxidierende Atmosphäre oder ein Beschichtungsmaterial verwendet, wenn der Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel auf eine Temperatur von 1150ºC bis 1300ºC erhitzt wird. Auf diese Weise wird die Oberflächenoxidation unterdrückt, so dass Oberflächendefekte durch Oxidüberzüge ebenso wie die Abreicherung an Legierungselementen und die Oxidation heißer Korngrenzen verhindert werden können, wodurch winzige Risse ausgeschlossen werden.
Im folgenden wird der erfindungsgemäße Hochmanganstahl detaillierter beschrieben, bei welchem die Warmverarbeit barkeit durch Zugabe von Verstärkungselementen für die Korngrenzen verbessert wird.
Um die Brüchigkeit der Gussstruktur, das heißt die Brüchigkeit der Korngrenzen von säulenförmigen Kristallen (Stengelkristalle, columnar crystals) zu verhindern, wird bei dem Hochmanganstahl des in der vorliegenden Erfindung verwendeten Fe-Mn-Al-C-Systems ein Mittel zur Verstärkung der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle hinzu gegeben. Die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle wird so verbessert, wodurch die Warmwalzbarkeit verbessert wird.
Der Hochmanganstahl des Fe-Mn-Al-C-Systems mit einer höheren Verformbarkeit und Festigkeit enthält eine große Menge an Aluminium. Daher wird während der Erstarrung Aluminium an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle abgeschieden, wodurch an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle eine intermetallische Verbindung mit niedrigem Schmelzpunkt wie zum Beispiel Fe&sub2;Al&sub5; mit einem Schmelzpunkt von etwa 1170ºC entsteht. Wenn der Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel auf den oben erwähnten Schmelzpunkt oder höher erhitzt wird, schmilzt die Komponente mit dem niedrigen Schmelzpunkt mit dem Ergebnis, dass ein Flüssigkeitsfilm mit einer Dicke von 1000 Å an den Korngrenzen der Säulenkristalle gebildet wird. Wenn andererseits die Temperatur unter den oben genannten Schmelzpunkt fällt, reagiert im Flüssigkeitsfilm gelöster Stickstoff mit dem Aluminium und bildet einen groben Aluminiumnitrid (AlN) Niederschlag mehr als 10 um entlang der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle.
Die Erfinder haben bestätigt, dass der oben beschriebene Flüssigkeitsfilm und die groben Aluminiumnitrid-Niederschläge, die an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle existieren, eine Schwächung der Gussstruktur verursachen. Diese Tatsache war bislang unbekannt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung werden eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe von Bor (B), Titan (Ti), Zirkonium (Zr), Lanthan (La), Cer (Ce) und Kalzium (Ca) in geringen Mengen zu einem Hochmanganstahl des Fe-Mn-Al-C- Systems hinzugegeben. Dementsprechend werden die geringen Mengen der Elemente an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle fest gelöst, um den Schmelzpunkt der niedrig schmelzenden Komponente auf etwa 1300ºC anzuheben, oder sie bilden bevorzugt Nitrid, um das Ausfallen von Aluminium zu verhindern, oder sie runden (spheroidize) nichtmetallische Materialien, um die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle zu verstärken, oder sie unterdrücken das Wachstum der säulenförmigen Strukturen und unterstützen das Wachstum der gleichachsigen Kristallstrukturen. Auf diese Weise wird ein Hochmanganstahl gemäß der vorliegenden Erfindung bereitgestellt, in welchem die Querschnittsreduktion bei hohen Temperaturen 40% oder mehr beträgt.
Im folgenden wird der Grund dafür erläutert, warum die genannten Elemente ausgewählt und auf die angegebenen Bereiche beschränkt werden.
Kohlenstoff (C) erhöht die Stapelfehlerenergie und verbessert daher die Stabilität von Austenit. Wenn jedoch sein Gehalt mehr als 1.5 Gewichtsprozent (im folgenden nur % genannt) beträgt, werden die Dehnung und Formbarkeit verschlechtert. Daher ist es wünschenswert, den Kohlenstoffgehalt auf weniger als 1.5% zu begrenzen.
Mangan (Mn) ist ein unverzichtbares Element für die Steigerung der Festigkeit von Stählen und für die Stabilisierung der austentischen Phase. Wenn jedoch sein Gehalt weniger als 15% beträgt, wird eine α'-martensitische Phase gebildet, welche die Formbarkeit verschlechtert. Wenn andererseits sein Gehalt mehr als 35% beträgt, wird die Stapelfehlerenergie zu sehr erhöht mit dem Ergebnis, dass die Bildung von Umformungspaaren (deformation twins) während der Druckformung unterdrückt wird und dass eine für ein Automobilblech geeignete Verformbarkeit nicht erhalten werden kann. Daher ist es wünschenswert, den Mangangehalt auf einen Bereich von 15.0-35.0% zu begrenzen.
Aluminium (Al) ist ein wichtiges Element, welches wie Kohlenstoff die austenitische Phase stabilisiert und die Walz- und Druckformungseigenschaften verbessert. Weiterhin passt es in Verbindung mit Mangan den Wert der Stapelfehlerenergie richtig an, so dass Umformungspaare gut gebildet werden können. Wenn jedoch der Al-Gehalt weniger als 0.1% beträgt, wird die Festigkeit des Stahls durch die Bildung von -Martensit erhöht, die Dehnbarkeit jedoch verschlechtert, mit dem Ergebnis, dass die Verarbeitbarkeit und Druckformbarkeit verschlechtert ist. Wenn sein Gehalt 6.0% überschreitet, wird die Stapelfehlerenergie übermäßig erhöht, so dass die Bildung von Umformungspaaren verhindert wird mit dem Ergebnis, dass die Formbarkeit abnimmt. Es ist daher wünschenswert, dass der Gehalt von Aluminium auf den Bereich von 0.1-6.0% begrenzt ist.
Silicium wird als deoxidierendes Mittel und zur Erhöhung der Festigkeit durch eine Stärkung der festen Lösung (solid solution) hinzugefügt. Wenn sein Gehalt mehr als 0.6% beträgt, ist der Deoxidationseffekt gesättigt mit dem Ergebnis, dass die Streichbarkeit und Schweißbarkeit bei der Autoherstellung verschlechtert werden. Daher sollte der Si-Gehalt wünschenswerterweise auf weniger als 0.6% begrenzt sein.
Kupfer (Cu) wird zur Verbesserung der Korrosionsresistenz und zur Steigerung der Festigkeit durch eine Stärkung der festen Lösung hinzugefügt. Wenn sein Gehalt 5.0% übersteigt, wird eine Warmbrüchigkeit verursacht, welche die Warmverarbeitbarkeit verschlechtert. Daher sollte der Cu- Gehalt wünschenswerterweise auf weniger als 5.0% begrenzt sein.
Niob (Nb) und Vanadium (V) werden hinzugefügt, um die Festigkeit durch eine Stärkung der festen Lösung zu verbessern. Wenn der Gehalt an Nb mehr als 1.0% beträgt, dann werden während des Warmwalzens Risse gebildet. Wenn der Gehalt an V mehr als 0.5% beträgt, dann resultieren niedrig schmelzende Komponenten, welche die Warmverarbeitbarkeit verschlechtern. Daher sollte der Gehalt an Nb und V wünschenswerterweise auf weniger äls 1.0% beziehungsweise weniger als 0.5% begrenzt werden.
Chrom (Cr) und Nickel (Ni) werden zur Stabilisierung der austentischen Phase zur Verhinderung der Bildung von α'- Martensit hinzu gegeben und zur Verbesserung der Festigkeit durch eine Stärkung der festen Lösung. Wenn der Gehalt an Cr weniger als 9.0% beträgt, dann wird die austentische Phase stabilisiert und die Warmverarbeitbarkeit wird verbessert, was die Bildung von Rissen und die Oberflächenoxidation während einer Plattenerhitzung und einem Warmwalzen verhindert. Wenn der Gehalt jedoch 9.0% übersteigt, wird die Formbarkeit verschlechtert. Der Gehalt an Cr sollte daher wünschenswerterweise auf weniger als 9.0% begrenzt sein. Nickel (N1) verbessert die mechanischen Eigenschaften wie die Dehnbarkeit und die Schlagfestigkeit, aber wenn sein Gehalt 4.0% übersteigt, wird der Zugabeeffekt gesättigt. Unter Berücksichtigung ökonomischer Aspekte sollte daher sein Gehalt wünschenswerterweise auf weniger als 4.0% begrenzt werden.
Stickstoff (N) reagiert mit Al während der Erstarrung und des Warmwalzprozesses und bildet ein feines Aluminiumnitrid von weniger als 0.1 um. Diese feinen Nitride wirken als Nukleationskeime für Umformungspaare nicht nur um die Bildung von Umformungspaaren zu fördern, sondern auch um die feine Größe der Umformungspaare zu bilden. Die Festigkeit und Formbarkeit werden somit verbessert. Wenn jedoch sein Gehalt 0.2% übersteigt, fallen die Nitride in übermäßigen Mengen aus mit dem Ergebnis, dass die Warmver arbeitbarkeit und Dehnung verschlechtert werden. Daher sollte der Gehalt an N wünschenswerterweise auf weniger als 0.2% begrenzt werden.
Bor (B) wird oberhalb von 1000ºC fest gelöst, um so die Beweglichkeit und Bildung von Vakonzen zu unterdrücken, und es erhöht den Schmelzpunkt der niedrig schmelzenden Komponenten an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle auf über 1300ºC, wodurch die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle verstärkt werden. Wenn jedoch sein Gehalt weniger als 0.0005% beträgt, wird kein Effekt erhalten. Wenn andererseits sein Gehalt 0.040% überschreitet, werden große Mengen an Borcarbiden und Bornitriden produziert, welche als Nukleationspunkte für Aluminiumnitrid-Niederschläge dienen mit dem Ergebnis, dass die Bildung von Aluminiumnitrid-Niederschlägen gefördert wird und dass die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle brüchig werden. Der Gehalt von Bor sollte daher wünschenswerterweise auf einen Bereich von 0.0005-0.040% begrenzt werden.
Titan (Ti) und Zirkonium (Zr) werden an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle fest gelöst. Sie unterdrücken das Ausfallen von groben Aluminiumnitriden, welche die Ursache für die Brüchigkeit der Korngrenzen von säulenförmigen Kristallen sind, und stärken dadurch die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle. Wenn jedoch der Gehalt an Ti und Zr jeweils weniger als 0.0005% beträgt, wird kein Effekt erhalten. Wenn der Gehalt der Elemente 0.050% überschreitet, werden übermäßige Mengen an Ti und Zr an den Korngrenzen abgeschieden, wodurch die Korngrenzen brüchig gemacht werden. Der Gehalt an Ti und Zr sollte daher wünschenswerterweise auf 0.0005-0.050% begrenzt werden.
Kalzium (Ca) reagiert mit nicht-metallischen Materialien wie Al&sub2;O&sub3;, MnO und MnS innerhalb des geschmolzenen Stahls, um so die nicht-metallischen Materialien abzurunden (spheroidize), wodurch die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle erhöht wird. Wenn jedoch der Gehalt an Ca weniger als 0.0005% beträgt, wird kein Effekt erhalten, während wenn sein Gehalt 0.030% überschreitet, der Effekt gesättigt ist. Daher sollte der Gehalt an Ca wünschenswerterweise auf einen Bereich von 0.0005-0.030% begrenzt sein.
Die seltenen Erden Lanthan (La) und Cer (Ce) wirken für die Bildung des Kernes von dendritischen Strukturen, um so die dendritischen Strukturen fein zu machen. Auf diese Weise unterdrücken sie das Wachstum der säulenförmigen Kristallstrukturen und fördern das Wachstum von gleichgerichteten Kristallstrukturen. Sie reduzieren so die Größe und Menge der säulenförmigen Kristalle, welche die schwache Korngrenzenfestigkeit verursachen. Weiterhin erhöhen sie die Menge an gleichgerichteten Kristallen, welche eine vorzügliche hohe Korngrenzenfestigkeit haben, wodurch die Warmverarbeitbarkeit der Gussstruktur verbessert wird.
Ferner reagieren sie mit Phosphor (P) und Schwefel (S), welche die Korngrenzenfestigkeit durch ihre Abscheidung an den Korngrenzen verringern, wodurch sie den nachteiligen Effekt von P und S aufheben. Wenn jedoch der Gehalt an La und Ce weniger als 0.0005% beträgt, wird kein Effekt erhalten, während wenn ihr Gehalt 0.040% überschreitet, der Effekt gesättigt ist. Daher sollte der Gehalt an La und Ce wünschenswerterweise auf 0.0005-0.040% begrenzt werden. Im folgenden wird das Verfahren zur Warmwalzung des Hochmanganstahls entsprechend der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Wenn kleine Mengen an Legierungselementen in den Fe-Mn-Al- C-System Hochmanganstahl entsprechend der vorliegenden Erfindung hinzugefügt werden, werden die Korngrenzen wie oben erwähnt gestärkt. Er wird jedoch nicht mehr als im allgemeinen Kohlenstoffstahl verstärkt. Wenn daher während des Warmwalzens keine Risse gebildet werden sollen, sollten die Warmwalzbedingungen geeignet kontrolliert werden. Die Gründe für die Bildung von Rissen im Fe-Mn-Al-C-System Hochmanganstahl sind wie folgt. Risse werden aufgrund der Schwäche der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle verursacht und aufgrund der Tatsache, dass der pro Einheitsfläche angewendete Umformdruck (deformation stress) an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle während einer Warmwalzung die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle überschreitet. Wenn ein Warmwalzen durch Anwendung eines Umformdruckes ausgeführt wird, der kleiner als die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle des Hochmanganstahls gemäß der vorliegenden Erfindung ist, können solche Risse während des Warmwalzens vermieden werden. Das Verfahren der vorliegenden Erfindung basiert auf dem Weg, während des Warm walzens nicht nur durch Erhöhung der Korngrenzenfestigkeit der säulenförmigen Kristalle durch Zugabe der Legierungselemente keine Bildung von Rissen zu verursachen, sondern auch durch Anwendung eines Umformdruckes kleiner als die Bruchfestigkeit der Korngrenzen.
Bei der vorliegenden Erfindung werden im Anfangsstadium eines Warmwalzens eine geringe Reduktionsrate pro Durchlauf und eine geringe mittlere Umformgeschwindigkeit pro Durchlauf angewendet, bis die brüchige Gussstruktur durch Rekristallisation in eine feste Walzstruktur überführt worden ist. Durch Änderung der Gussstruktur in die Walzstruktur werden während des nachfolgenden massiven Warmwalzens mit einer hohen Reduktionsrate von 20% pro Durchlauf und einer mittleren Umformgeschwindigkeit von 10 s&supmin;¹ Risse überhaupt nicht gebildet. Dies ist das hauptsächliche Merkmal der vorliegenden Erfindung.
Bei der vorliegenden Erfindung werden daher der Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gussplatte mit der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung auf 1150ºC bis 1300ºC erhitzt, und dann wird ein Warmwalzen mit einer Reduktionsrate von 7% pro Walzdurchlauf und mit einer mittleren Umformgeschwindigkeit von 2.0 s&supmin;¹ pro Durchlauf ausgeführt, bis der Gesamtreduktionsgrad 40% beträgt. Nach Erreichen des totalen Gesamtreduktionsgrades von 40% wird das Warmwalzen mit einer hohen Reduktionsrate ausgeführt, wodurch ein warmgewalztes Blech aus Hochmanganstahl ohne jegliche Risse hergestellt wird.
Im folgenden werden die Gründe für die Auswahl der Warmwalzbedingungen und für die Begrenzung der Bereiche erläutert.
Bei der Herstellung des Bleches aus Hochmanganstahl können das kontinuierliche Gussverfahren (Schmelzen - kontinuierliches Gießen-Walzen) und das Blockherstellungsverfahren (Schmelzen - Blockbildung - Vorwalzen - Warmwalzen) verwendet werden. Aus Gründen der Ökonomie wird jedoch weitgehend das kontinuierliche Gussverfahren angewendet.
Bei der Herstellung des Hochmanganstahls des Fe-Mn-Al-C- Systems verursacht die Schwäche der Gussstrukturen Probleme im Warmwalzprozess. Daher steht die oben erwähnte Warmverarbeitbarkeit in Beziehung zum Anfangsstadium des Warmwalzens. Das heißt, bei dem kontinuierlichen Gussverfahren werden die oben erwähnten begrenzenden Bedingungen auf den Warmwalzprozess angewendet.
Beim Blockherstellungsverfahren werden diese Bedingungen auf den Tafelherstellungsprozess angewendet.
Gemäß der vorliegenden Erfindung sollte die Erhitzungstemperatur für den Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel während des Warmwalzens wünschenswerterweise auf 1150ºC bis 1300ºC begrenzt sein. Der Grund für die obere Grenze der Erhitzungstemperatur von 1300ºC besteht darin, dass der Schmelzpunkt der niedrig schmelzenden Komponenten an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle auf 1300ºC durch Zugabe von geringen Mengen an Legierungselementen zur Stärkung der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle erhöht worden ist. Wenn daher die Erhitzung oberhalb von 1300ºC liegt, wird ein flüssiger Film an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle gebildet mit dem Ergebnis, dass beim ersten Durchlauf des Warmwalzens Risse gebildet werden.
Weiterhin werden, wenn der Hochmanganstahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel auf über 1300ºC erhitzt werden, übermäßig Leerstellen innerhalb des Hochmanganstahlblockes oder der kontinuierlichen Gusstafel gebildet mit dem Ergebnis, dass die Stapelfehlerenergie geändert wird. Diese Änderung der Stapelfehlerenergie beeinflusst die Bildung der durch Umformung induzierten Paare mit dem Ergebnis, dass es schwierig ist, eine hohe Festigkeit und Verformbarkeit, die durch die durch Umformung induzierten Paare erhalten wird, zu bekommen.
Der Grund dafür, dass die untere Grenze der Erhitzungstemperatur 1150ºC beträgt, liegt darin, dass die Abscheidung der Legierungselemente nicht ausreichend ausgeschaltet werden kann, wenn die Erhitzungstemperatur zu niedrig ist. Dementsprechend wird die Stapelfehlerenergie nachteilig beeinflusst. Daher würde die Bildung der durch Umformung induzierten Paare (welche die Festigkeit und Formbarkeit verbessern) unterdrückt. Weiterhin ist das Temperaturintervall zu den abschließenden Walztemperaturen eng, und daher kann ein ausreichendes Herunterwalzen auf die gewünschte Dicke nicht ausgeführt werden. Die begrenzenden Bedingungen für die Reduktionsrate pro Durchlauf und die mittlere Umformgeschwindigkeit pro Durchlauf während des Warmwalzens sind wie folgt:
Obwohl in dem Hochmanganstahl der vorliegenden Erfindung geringe Mengen von Legierungselementen wie B, Ti, Zr, La, Ce und Ca zur Stärkung der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle zugefügt werden, wird seine Bruchfestigkeit nicht auf das Niveau des allgemeinen Kohlenstoffstahles verstärkt. Wenn daher in einem Anfangsstadium des Warmwalzens mit einer übermäßigen Reduktionsrate warmgewalzt wird, übersteigt der angewendete Umformungsdruck die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle, wodurch Risse gebildet werden.
Daher ist es im Anfangsstadium des Warmwalzens wünschenswert, die Reduktionsrate pro Durchlauf auf weniger als 7% und die mittlere Umformgeschwindigkeit pro Durchlauf auf weniger als 2.0 s&supmin;¹ zu begrenzen, bis der Gesamtreduktionsgrad 40% erreicht, so dass die schwache Gussstruktur in eine feste Walzstruktur ohne die Bildung von Rissen umgeformt wird.
Die Reduktionsrate ist wie folgt definiert:
(h0 - h1) / h0 · 100 (%)
worin h0 die Dicke des Eingangsbleches und h1 die Dicke des Ausgangsbleches repräsentiert. Die mittlere Umformgeschwindigkeit, die eine Funktion der Walzgeschwindigkeit und des Reduktionsverhältnisses ist, wird wie folgt ausgedrückt:
Wm = (Vu/Ld) x W,
worin
Wm die mittlere Umformgeschwindigkeit,
Vu die Umfangsgeschwindigkeit der Walzen (mm/s),
Ld die projizierte Länge des Kontaktbogens,
Ld = {(Walzenradius) · (Dicke des Eingangsbleches - Ausgangsblech)}1/2, und
W die logarithmische Umformungsgeschwindigkeit (ln (h0/h1) ist.
Wenn die Reduktionsrate pro Durchlauf 7% überschreitet oder wenn die Umformgeschwindigkeit pro Durchlauf 2.0 s&supmin;¹ überschreitet, dann werden Risse gebildet. Daher sind die oben genannten Begrenzungen wünschenswert.
Wenn die totale Reduktionsrate 40% erreicht, werden die schwachen Gussstrukturen alle in feste Walzstrukturen mit durch Rekristallisation gleichgerichteten Körnern konvertiert. Daher werden selbst dann keine Risse gebildet, wenn eine hohe Reduktionsrate angewendet wird.
Die Warmwalzbedingungen werden durch Angabe eines Beispiels detaillierter beschrieben, in welchem eine kontinuierliche Gusstafel von 80 mm in ein Blech von 3 mm warmgewalzt werden soll. Bis der Gesamtreduktionsgrad 40% er reicht ist, das heißt, bis die Tafel auf 48 mm reduziert ist, sollte ein Anfangswalzen ausgeführt werden durch Anwendung einer Reduktionsrate von 7% pro Durchlauf und einer mittleren Umformgeschwindigkeit von 2.0 s&supmin;¹ pro Durchlauf. Danach kann die nachfolgende hohe Reduktionsrate ohne die Verursachung von Rissen in dem warmgewalzten Stahlblech angewendet werden.
Der Hochmanganstahl des Fe-Mn-Al-C-Systems mit einer höheren Formbarkeit und Festigkeit enthält große Mengen an Mangan, Aluminium und Kohlenstoff. Wenn daher der Block oder die kontinuierliche Gusstafel zur Ausführung eines Warmwalzens auf hohe Temperaturen erhitzt wird, bildet sich eine dicke Oxidüberzugsschicht auf der Oberfläche, und De-Manganisierungs-, De-Aluminisierungs- und De-Carbonisierungsphänomene treten aufgrund von Oxidationsreaktionen an der Oberfläche auf. Dementsprechend wird eine Verarmungsschicht an Legierungselementen gebildet, und die selektive Oxidation von Legierungselementen tritt entlang der austentischen Korngrenzen auf.
Als Ergebnis hiervon treten die folgenden Probleme an der Oberfläche des Stahlbleches nach Ausführung eines Warmwalzens auf:
Die dicken Oxidüberzüge, welche in einem Erhitzungsofen gebildet worden sind, verbleiben auf dem fertigen warmgewalzten Stahlblech mit dem Resultat, dass Oberflächendefekte auf dem endgültigen gewalzten Stahlblech gebildet werden und dass die Produktausbeute verringert wird. Wei terhin verursachen die Phänomene der Verarmung an Legierungselementen und der Oxidation der Korngrenzen, welche bei Erhitzung des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel auf hohe Temperaturen auftreten, die Bildung von winzigen Rissen an den Oberfläche des Stahlbleches.
Der Hochmanganstahl des Fe-Mn-Al-C-Systems mit einer höheren Formbarkeit und Festigkeit enthält große Mengen an Legierungselementen wie Mangan, Aluminium und Kohlenstoff, welche leicht oxidierbar sind. Wenn daher eine geringe Menge an Sauerstoff innerhalb des Erhitzungsofens vorhanden ist, werden leicht Oxide gebildet.
Innerhalb der üblichen Erhitzungsöfen, welche COG (Coke Oven Gas, Koksofengas) oder BFG (Blast Furnace Gas, Hochofengas) verwenden, ist üblicherweise Sauerstoff vorhanden. Daher kommt die Oberfläche des Stahlblockes oder der kontinuierlichen Gussplatte des Hochmanganstahls in Kontakt mit Sauerstoff, und Mangan, Aluminium und Kohlenstoff, welche oxidierbarer als Eisen (Fe) sind, werden unter der Bildung von Oxidüberzügen an der Oberfläche oxidiert. Weiterhin werden Mangan, Aluminium und Kohlenstoff, welche innerhalb der Oberfläche vorkommen, durch Diffusion zur Oberfläche bewegt, wodurch dicke Oxidüberzüge an der Oberfläche gebildet werden.
Währenddessen wandern das innere Magnesium, Aluminium und der Kohlenstoff zur Oberfläche des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel des Hochmanganstahls, wobei sie an der Oberfläche oxidiert werden. Daher treten Verarmungen an Mangan, Aluminium und Kohlenstoff auf mit dem Ergebnis, dass eine de-manganisierte Schicht, eine de-aluminisierte Schicht und eine de-carbonisierte Schicht gebildet wird.
Die an diesen Legierungselementen verarmte Schicht des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel des Hochmanganstahls verursacht nach dem Warmwalzen feine Risse auf der Stahloberfläche.
Wenn die verarmten Schichten mit einer bestimmten Tiefe gebildet werden und wenn die Legierungselemente nicht mehr zur Oberfläche wandern können, dringt der Sauerstoff entlang der Korngrenzen ein und bildet Oxidationen der Korngrenzen.
An den Korngrenzen werden Mangan, Aluminium und Kohlenstoff, bei welchen es sich um leicht oxidierbare Legierungselemente handelt, abgeschieden und konzentriert. Weiterhin ist an den Korngrenzen die atomare Anordnung nicht dicht, und daher kann Sauerstoff leicht unter Verursachung von Korngrenzenoxidationen eindringen.
Die Korngrenzenoxidation kann bis zu einer Tiefe von 1 mm auftreten, wodurch winzige Risse auf der Oberfläche des Stahlbleches nach Durchführung des Warmwalzens gebildet werden.
Im allgemeinen wird der Erhitzungsofen zur Durchführung des Warmwalzens und des Blockwalzens mittels Schweröls oder durch COG, welches in einem Stahlherstellungsbetrieb als Nebenprodukt erhalten wird, geheizt.
Wenn ein Brennstoff verbrannt werden soll, wird Sauerstoff benötigt. Daher kann die Oxidation des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel während des Erhitzens nicht vermieden werden.
Im Fälle des Hochmanganstahls gemäß der vorliegenden Erfindung, in welchem große Mengen von leicht oxidierbarem Mangan, Aluminium und Kohlenstoff enthalten sind, treten notwendigerweise Probleme mit der Oberflächenoxidation, mit einer Verarmungsschicht an Legierungselementen und mit der Oxidation von Korngrenzen auf.
Wenn der Block oder die kontinuierliche Gusstafel des in der vorliegenden Erfindung verwendeten Hochmanganstahls warmgewalzt wird, kann eine Oxidation innerhalb des Erhitzungsofens verhindert werden durch Beschichtung des Beschichtungsmaterials auf die Oberfläche des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel des Hochmanganstahls oder durch Verwendung einer nicht-oxidierenden Atmosphäre innerhalb des Erhitzungsofens. Als Ergebnis hiervon können die Verarmung an Legierungselementen und die Oxidation der Korngrenzen verhindert werden und dementsprechend kann die Bildung von winzigen Rissen an der Oberfläche des warmgewalzten Stahlbleches verhindert werden. Dies ist das hauptsächliche Merkmal der vorliegenden Erfindung.
Das Beschichtungsmaterial schützt den Block oder die kontinuierliche Gusstafel bei hohen Temperaturen vor dem atmosphärischen Gas. Wenn das Beschichtungsmaterial auf den Block oder die kontinuierliche Gusstafel geschichtet wird, verhindert das Beschichtungsmaterial einen direkten Kontakt des Sauerstoffs zum Block oder zur Gusstafel. Im Falle, dass die Erhitzung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre ausgeführt wird, verhindert ein Gas wie Stickstoff (N&sub2;) oder Argon (Ar), dass der Block direkt durch das atmosphärische Gas kontaktiert wird.
Das geeignete Beschichtungsmaterial sollte 80 Gewichtsprozent Chrom als Hauptkomponente enthalten. Es gibt kein Legierungselement, welches oxidierbarer als Mn und Al ist, und daher gibt es kein Element, welches die Oxidation von Mn und Al verhindert, indem es vor Mn und Al oxidiert wird.
Das als Beschichtungsmaterial verwendete Chrom bildet jedoch einen dichten Oxidfilm auf der Oberfläche des Blockes oder der kontinuierlichen Blechtafel des Hochmanganstahls, so dass das Eindringen von Sauerstoff verhindert werden kann.
Das Beschichtungsmaterial wird durch Verwendung eines Pinsels oder durch Sprühen aufgetragen, und vorzugsweise sollte eine Trocknung an Luft durchgeführt werden.
Im Falle dass in den Erhitzungsofen ein inertes Gas wie Stickstoff oder Argon zur Bereitstellung einer nichtoxidierenden Atmosphäre im Ofen gegeben wird, wird der Block oder die kontinuierliche Gusstafel des Hochmanganstahls daran gehindert, direkt mit Sauerstoff in Kontakt zu treten, wodurch die Oxidation verhindert wird.
Wenn der Block oder die kontinuierliche Gusstafel des Hochmanganstahls vor der Oberflächenoxidation geschützt werden soll, sollte der Anteil von Stickstoff oder Argongas vorzugsweise 99% oder mehr betragen.
Wenn 1% oder weniger Sauerstoff vorhanden ist, wird eine dünne Oxidüberzugsschicht an der Oberfläche des Stahlblockes oder der kontinuierlichen Gusstafel gebildet, welche jedoch während des Warmwalzens leicht durch einen Strahl von Hochdruckwasser entfernt werden kann mit dem Ergebnis, dass auf dem Stahlblech kein Oberflächendefekt erzeugt wird.
Argongas reagiert überhaupt nicht mit dem Hochmanganstahl, aber Stickstoff reagiert mit Aluminium auf der Oberfläche des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel und erzeugt dann in geringen Mengen feine Aluminiumnitride. Es führt jedoch nicht zur Bildung von Oberflächendefekten. Statt dessen dienen die Aluminiumnitrid-Niederschläge als Nukleationspunkte für durch Umformung induzierte Paare mit dem Ergebnis, dass die endgültige Festigkeit und Verformbarkeit verbessert werden.
Im Falle, dass innerhalb des Erhitzungsofens durch Verwendung von Stickstoff oder Argongas eine nicht-oxidierende Atmosphäre gebildet wird, gibt es keinen Sauerstoff im Erhitzungsofen, und daher kann das Verfahren der direkten Erhitzung (Abbrennen eines Brennstoffes) nicht angewendet werden. Daher ist eine indirekte Erhitzung wie zum Beispiel eine elektrische Widerstandsheizung wünschenswert, da in diesem Falle Sauerstoff nicht notwendig ist.
Wenn das Beschichtungsmaterial nicht verwendet wird oder wenn innerhalb des Ofens kein Inertgas ist, reagiert der Sauerstoff innerhalb des Hochtemperatur-Erhitzungsofens mit der Oberfläche des Blockes oder der kontinuierlichen Gusstafel unter Ausbildung einer dicken Oxidüberzugsschicht. Weiterhin treten De-Manganisierungs-, De-Aluminisierungs- und De-Carbonisierungs-Phänomene auf, welche die Legierungselemente in der Oberflächenschicht abreichern und Korngrenzenoxidationen entlang der Korngrenzen verursachen. Die dicke Oxidüberzugsschicht verbleibt an der Oberfläche des Stahlbleches sogar nach dem Warmwalzen und verursacht hierdurch Oberflächendefekte.
Weiterhin verändern die Verarmungsschicht an Legierungselementen und die Oxidation der Korngrenzen verschiedene Eigenschaften der Oberflächenschicht mit dem Ergebnis, dass winzige Risse während des Warmwalzens gebildet werden.
Andererseits wird im Falle, dass ein Beschichtungsmaterial aufgeschichtet wird oder dass eine nicht-oxidierende Atmosphäre innerhalb des Erhitzungsofens durch dessen Beladung mit Stickstoff oder Argongas erzeugt wird, eine oxidierende Reaktion auf der Oberfläche unterdrückt, um die Bildung einer Oberflächen-Oxidüberzugsschicht sowie die Bildung einer Verarmungsschicht an Legierungselementen und einer Korngrenzenoxidation zu verhindern. Dementsprechend wird die Bildung winziger Risse an der Oberfläche während des Warmwalzens verhindert.
Wenn daher der Stahlblock oder die kontinuierliche Gusstafel des Hochmanganstahls in einem Erhitzungsofen erhitzt wird, ist es wünschenswert, dass ein Beschichtungsmaterial überschichtet oder dass ein Stickstoff- oder Sauerstoffgas in den Erhitzungsofen eingeführt wird, um die Oberflächenoxidation zu unterdrücken, die Verarmungsschicht an Legierungselementen und die Korngrenzenoxidätion zu verhindern, und die Bildung von winzigen Rissen auf der Oberfläche des Stahlbleches während des Warmwalzens zu vermeiden.
Im folgenden wird die vorliegende Erfindung detaillierter auf der Basis konkreter Beispiele beschrieben:

Beispiel 1

Hochmanganstähle der in Tabelle 1 wiedergegebenen Zusammensetzung wurden zu Blöcken von 50 kg mit einer Dicke von 160 mm gegossen. Weiterhin wurden kontinuierliche Gusstafeln mit einer Dicke von 80 mm durch Verwendung einer Simulationsmaschine für kontinuierliches Gießen hergestellt. Tabelle 1
Der Block und die kontinuierliche Gusstafel wurden durch eine elektrische Entladungsmaschine zu einem Zugtestkörper geschnitten. Um die Warmwalzqualität für die schwachen Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle zu untersuchen, wurde ein kugelförmiger Zugtestkörper mit einem Durchmesser von 10 mm in solcher Weise vorbereitet, dass die Säulenstrukturen des Blockes und der kontinuierlichen Gusstafel senkrecht zur Belastungsrichtung des Zugtestes sein sollten.
Um die Querschnittsreduktion zu messen, wurde der Hochtemperatur-Zugtest dreimal bei einer Temperatur im Bereich von 900ºC bis 1300ºC und bei 10&supmin;&sup5; Torr Vakuum durch eine Hochtemperatur-Zugtestmaschine (Gleeble) durchgeführt. Die Querschnittsreduktion wurde jedesmal gemessen, und die durchschnittlichen Werte sind in Tabelle 2 wiedergegeben. Die Querschnittsreduktion, welche die Warmverarbeitbarkeit anzeigt, ist wie folgt definiert:
Querschnittsreduktion (R. A.) = (die Summe der Reduzierung der Fläche nach dem Test) / (Querschnittsfläche des Testkörpers vor dem Test) · 100 (%) Tabelle 2
Wie in Tabelle 2 dargestellt ist, werden im Falle der erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 8, die innerhalb des Zusammensetzungsbereiches der vorliegenden Erfindung liegen, ein oder zwei Elemente ausgewählt aus der Gruppe der Legierungselemente B, Ti, Zr, La, Ce und Ca zur Verstärkung der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle hinzugefügt. In diesem Falle ist bei 900ºC oder darüber die Querschnittsreduktion über 40%, was eine erhebliche Verbesserung gegenüber den Vergleichsstählen darstellt.
Im Falle der erfindungsgemäßen Stähle 9 bis 11, in welchen vier Elemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ti, Zr, La, Ce und Ca hinzugefügt wurden, ist der Querschnittsreduktionsgrad noch höher.
Andererseits ist die Querschnittsreduktion im Falle der Vergleichsstähle 12, 13 und 15, in welchen die Zugabe der Legierungselemente außerhalb der Zugabebereiche der vorliegenden Erfindung liegt, oberhalb von 1000ºC extrem niedrig. Weiterhin ist ersichtlich, dass die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle durch einen unzureichenden Effekt der Legierungselemente nicht verstärkt werden. Im Falle der Vergleichsstähle 14 und 16 werden B, Ca und Ti in überschüssigen Mengen zugegeben, während im Falle der Vergleichsstähle 17 und 18 Zr, La und Ce in überschüssigen Mengen hinzugefügt werden. Daher ist ersichtlich, dass die Brüchigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle aus der überschüssigen Zugabe dieser Elemente herrührt.

Beispiel 2

Um die optimale Erhitzungstemperatur für die Hochmanganstähle zu untersuchen, wurde der erfindungsgemäße Stahl 3 von Beispiel 1 für fünf Stunden auf 1150ºC, 1250ºC, 1300ºC beziehungsweise 1350ºC erhitzt. Nach einem solchen Erhit zen wurden Stahlblöcke von 160 mm Dicke und kontinuierliche Gusstafeln von 80 mm Dicke unter Anwendung einer Reduktionsrate von 7% pro Durchlauf und einer durchschnittlichen Umformgeschwindigkeit von 2.0 s&supmin;¹ pro Durchlauf warmgewalzt, bis der Gesamtreduktionsgrad 40% erreichte. Nach Erreichen des Gesamtreduktionsgrades von 40% wurde ein Warmwalzen bis herunter zu einer Dicke von 3 mm ausgeführt unter Anwendung einer Reduktionsrate von 20% pro Durchlauf und einer durchschnittlichen Umformgeschwindigkeit von 20 s&supmin;¹ pro Durchlauf. Nach dem Warmwalzen zeigten die Tiefen der Seitenrisse sowohl für den Block als auch die kontinuierliche Gusstafel das gleiche Niveau. Die Tiefe der Risse wurde gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 3 wiedergegeben. Tabelle 3
Wie in Tabelle 3 gezeigt ist, wiesen die erfindungsgemäßen Stähle 21 bis 23, welche innerhalb des Temperaturbereiches der vorliegenden Erfindung, das heißt auf 1300ºC, 1250ºC und 1150ºC erhitzt worden sind, weder im Stahlblock noch in der kontinuierlichen Gusstafel Risse auf. Der Vergleichsstahl 20 jedoch, der vom Erhitzungstemperaturbereich der vorliegenden Erfindung abwich und auf 1350ºC erhitzt wurde, erzeugte Risse von 25 bis 30 mm sowohl im Stahlblock als auch in der kontinuierlichen Gusstafel. Da der Vergleichsstahl 20 auf 1350ºC erhitzt wurde, wurde ungeachtet der Tatsache, dass die Elemente zur Verstärkung der säulenförmigen Kristallkorngrenzen hinzugefügt wurden, ein flüssiger Film an den Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle gebildet mit dem Ergebnis, dass die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle brüchig wurden und dass sich während des Warmwalzens Risse bildeten. Daher wird bestätigt, dass, um die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle nicht brüchig zu machen, die Erhitzungstemperatur unter 1300ºC sein sollte, was die obere Grenze für den Erhitzungstemperaturbereich der vorliegenden Erfindung ist.
Wenn während des Warmwalzens keine Risse gebildet werden sollen, sollte wie oben beschrieben die obere Grenze der Erhitzungstemperatur unter 1300ºC sein. Die untere Grenze der Erhitzungstemperatur sollte 1150ºC sein, da ein hinreichend hohes Temperaturniveau zur Dämpfung der Segregation erforderlich ist und um die Endtemperatur des Walzens während des Walzens zur endgültigen Dicke sicherzustellen.

Beispiel 3

Um die Reduktionsrate pro Durchlauf und die durchschnittliche Umformungsgeschwindigkeit pro Durchlauf festzulegen, bei welchen während des Warmwalzens keine Risse gebildet werden, wurden ein Block und eine kontinuierliche Gusstafel der erfindungsgemäßen Stähle 3 und 5 für fünf Stunden auf eine Temperatur von 1250ºC erhitzt. Das Warmwalzen wurde dann ausgeführt unter Veränderung der Reduktionsrate über den Bereich von 1 bis 20% pro Durchgang und der durchschnittlichen Umformungsgeschwindigkeit von 0.5-20 s&supmin;¹ pro Durchgang, bis der Gesamtreduktionsgrad 40% erreichte. Dann wurden die Risstiefen gemessen, und die Ergebnisse sind in den Fig. 1 und 2 dargestellt.
In diesem Falle zeigte die Erzeugung der Risse keinen Unterschied zwischen dem Block und der kontinuierlichen Gusstafel, was auf der Tatsache beruht, dass sowohl der Block als auch die kontinuierliche Gusstafel vor Ausführung der Warmwalzung eine Gussstruktur aufweisen.
Wie in Fig. 1 dargestellt ist, zeigten die erfindungsgemäßen Stähle 3 und 5 keine Erzeugung von Rissen, wenn eine Reduktionsrate unterhalb von 7% pro Durchgang angewendet wurde. Dies beruht auf der Tatsache, dass der Umformungsdruck, der während der Warmwalzung angewendet wurde, geringer als die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle war. Wenn jedoch eine Reduktionsrate von 9% pro Durchgang angewendet wurde, wurden Risse gebildet. Dies beruht auf der Tatsache, dass der während des Warmwalzens angewendete Umformungsdruck die Bruchfestigkeit der Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle überschritt.
Wie in Fig. 2 dargestellt ist, zeigten die erfindungsgemäßen Stähle 3 und 5 keine Erzeugung von Rissen, wenn eine durchschnittliche Umformungsgeschwindigkeit von 2.0 s&supmin;¹ pro Durchgang angewendet wurde. Wenn jedoch eine durchschnittliche Umformungsgeschwindigkeit von 3.0 s&supmin;¹ oder mehr pro Durchgang angewendet wurde, wurden Risse mit einer Tiefe von 10 bis 30 mm erzeugt. Dies beruht auf der Tatsache, dass, wenn die Umformgeschwindigkeit erhöht wird, die Formungsgeschwindigkeit schnell wird und hierdurch zu einer Stoßbelastung führt.
Wenn daher der Hochmanganstahl der vorliegenden Erfindung ohne irgendwelche Risse warmgewalzt werden soll, sollte eine Reduktionsrate von weniger als 7% pro Durchgang und eine durchschnittliche Umformgeschwindigkeit von weniger als 2.0 s&supmin;¹ pro Durchlauf angewendet werden.

Beispiel 4

soll den Gesamtreduktionsgrad festsetzen, welcher für eine Konvertierung der brüchigen Gussstrukturen (welche die Erzeugung von Rissen während des Warmwalzens von Hochmanganstahl verursachen) in eine feste Walzstruktur (in welcher durch eine hinreichende Rekristallisation keine Risse während des Warmwalzens und der folgenden Verarbeitung gebildet werden) notwendig ist. Das heißt, dass ein Block und eine kontinuierliche Gusstafel von Hochmanganstahl der erfindungsgemäßen Stähle 3 und 5 von Beispiel 1 auf 1250ºC erhitzt wurden. Dann wurde die Anfangsphase eines Warmwalzens wie im Beispiel 3 gezeigt ausgeführt durch Anwendung eines Reduktionsgrades von 7% pro Durchlauf und einer durchschnittlichen Umformgeschwindigkeit von 2.0 s&supmin;¹ pro Durchlauf, bis der Gesamtreduktionsgrad 0%, 20%, 30%, 40%, 50% beziehungsweise 60% erreichte. Die Proben, welche den oben genannten Gesamtreduktionsgrad erreicht hatten, wurden dann wiederum auf 1250ºC erhitzt, und dann wurde ein Warmwalzen durch Anwendung eines hohen Reduktionsgrades von 20% pro Durchgang und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit von 20 s&supmin;¹ pro Durchlauf ausgeführt. Sodann wurden die Risse an den Kanten und auf den Oberflächen gemessen, und die Ergebnisse hiervon sind in Fig. 3 dargestellt.
Wenn das anfängliche Warmwalzen des Hochmanganstahls durch Anwendung eines geringen Reduktionsgrades ausgeführt wurde, und das Warmwalzen durch Anwendung einer hohen Reduktionsrate durchgeführt wurde, wurden keine Risse gebildet. Dies deutet auf die Tatsache hin, dass die schwachen Gussstrukturen in feste Walzstrukturen konvertiert wurden.
Wie in Fig. 3 dargestellt ist, zeigte das warmgewalzte Stahlblech, in welchem ein geringer Reduktionsgrad pro Durchlauf bis zu einem Gesamtreduktionsgrad von 40% oder mehr angewendet wurde, keine Risse, während das warmgewalzte Stahlblech, in welchem ein geringer Reduktionsgrad pro Durchlauf bis zu einem Gesamtreduktionsgrad von weniger als 30% angewendet wurde, Risse mit einer Tiefe von 20 bis 30 mm zeigte.
Das heißt, das bestätigt wird, dass die schwachen Gussstrukturen vollständig in feste Walzstrukturen konvertiert werden, wenn das Warmwalzen durch Anwendung eines geringen Reduktionsgrades pro Durchlauf bis zu einem Gesamtreduktionsgrad von 40% oder mehr ausgeführt wird.
Zur Unterdrückung der Erzeugung von Rissen während des Warmwalzens muss daher ein Walzen mit einem geringen Reduktionsgrad ausgeführt werden, bis der Gesamtreduktionsgrad 40% erreicht. Bei Erreichen des Gesamtreduktionsgrades von 40% wird der Stahl vollständig in Walzstrukturen konvertiert, und daher werden selbst dann keine Risse erzeugt, wenn anschließend ein Walzen mit einem hohen Reduktionsgrad ausgeführt wird.

Beispiel 5

Zur Unterdrückung der Bildung von Oxidüberzügen an der Oberfläche auf dem warmgewalzten Hochmanganstahl und zur Verhinderung der Bildung von winzigen Oberflächenrissen wurden die Oberflächen des Blockes und der kontinuierlichen Gusstafel von dem erfindungsgemäßen Stahl aus Beispiel 1 mit einem Beschichtungsmaterial beschichtet, welches Chrom als Hauptkomponente und zu 20% SiO&sub2;MgO und Fe&sub2;O&sub3; enthält. Der Block und die kontinuierliche Blechtafel wurden dann für fünf Stunden auf 1200ºC bis 1350ºC erhitzt, und dann wurden diese Probekörper in Querschnittsrichtung angebracht, um die Dicke der Oberflächenüberzüge zu messen. Weiterhin wurde die Dicke der Verarmungsschicht des Legierungselementes, die Tiefe der Korngrenzenoxidation und die Veränderung des Gehaltes an Legierungselementen überprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 und Fig. 4 dargestellt. Tabelle 4
Wie Tabelle 4 zeigt, war die Dicke der Oberflächenüberzugsschicht im Falle der Beschichtung sehr viel dünner als im Fall ohne Beschichtung. Weiterhin wurde im Falle, dass ein Beschichtungsmaterial aufgeschichtet wurde, keine Verarmungsschicht an Legierungselementen und keine Korngrenzenoxidation gebildet. Andererseits wurde im Falle, dass kein Beschichtungsmaterial aufgebracht wurde, die Verarmungsschicht des Legierungselementes und die Korngrenzenoxidation mit einer Dicke von 0.15 bis 2 mm beziehungsweise einer Tiefe von 0.7 bis 1.2 mm erzeugt.
Wie weiterhin in Fig. 4 dargestellt ist, gab es im Falle, dass ein Beschichtungsmaterial aufgebracht wurde, keine Variation im Gehalt an Mangan, Aluminium und Kohlenstoff nach einer Erhitzung auf 1300ºC. Dagegen verringerte sich im Falle, dass kein Beschichtungsmaterial aufgebracht wurde, der Gehalt an den oben genannten Elementen um 10 bis 30% im Vergleich zur zentralen Region des Stahlbleches. Hierdurch wird bestätigt, dass die Beschichtung mit Beschichtungsmaterial die Bildung einer Verarmungsschicht an Legierungselementen verhindert.
Der Block und die kontinuierliche Gusstafel, die wie oben beschrieben erhitzt wurden, wurden dann warmgewalzt, und anschließend wurde eine Säurewäsche mit ihnen durchgeführt. Danach wurde das warmgewalzte Blech unter Benutzung eines Bandschleifers um 0,1 mm abgeschliffen. Anschließend wurden die Oberflächendefekte untersucht, und die Ergebnisse hiervon sind in Tabelle 5 dargestellt.
Unter diesen Bedingungen wurden keine Unterschiede zwischen dem Stahlblock und der kontinuierlichen Gusstafel gesehen. Tabelle 5
Wie in Tabelle 5 dargestellt ist, verbleiben die Überzüge im Falle einer Erhitzung auf 1350ºC sogar nach dem Schlei fen des warmgewalzten Stahlbleches unabhängig davon, ob das Beschichtungsmaterial aufbeschichtet wurde oder nicht. Im Falle, dass die Erhitzung bis 1300ºC, 1250ºC beziehungsweise 1200ºC durchgeführt wurde, verblieben die Oxidüberzüge, wenn das hitzeresistente Beschichtungsmaterial nicht aufgebracht wurde, die Oxidüberzüge wurden jedoch vollständig nach dem Schleifen der Oberfläche entfernt, wenn das Beschichtungsmaterial aufgebracht wurde.
Weiterhin wurden im Falle, dass das hitzeresistente Beschichtungsmaterial aufgebracht wurde, keine winzigen Risse nach dem Schleifen der Oberfläche gesehen. Im Falle, dass das Beschichtungsmaterial nicht aufgebracht wurde, verblieben jedoch winzige Risse nach einer Runde des Schleifens der Oberfläche. Diese Oberflächenrisse wurden nach einem zweiten Schleifen oder einem dritten Schleifen vollständig entfernt.
Wenn ein Beschichtungsmaterial auf die Oberfläche des Stahlblockes oder der kontinuierlichen Gusstafel aufgebracht wird, kann wie oben beschrieben ein direkter Kontakt mit der oxidierenden Atmosphäre hoher Temperatur im Erhitzungsofen vermieden werden mit dem Ergebnis, dass die Bildung von Oxidüberzügen unterdrückt und die Bildung einer Verarmungsschicht an Legierungselementen verhindert wird. Weiterhin können durch Beschichtung mit dem Beschichtungsmaterial die Oberflächenoxidüberzüge, die auf dem warmgewalzten Stahlblech gebildet wurden, leicht durch ein Oberflächenschleifen entfernt werden, und die Erzeugung von winzigen Rissen auf der Oberfläche des Stahlble ches kann verhindert werden.

Beispiel 6

Um die Erzeugung von Oberflächenoxidüberzügen zu unterdrücken und winzige Risse auf der Oberfläche von Hochmanganstahlblechen zu verhindern, wurde der Block und die kontinuierliche Gusstafel des erfindungsgemäßen Stahls 3 von Beispiel 1 in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, die mit Stickstoff und Argongas ausgefüllt war, erhitzt. Der Block und die kontinuierliche Gusstafel wurden ebenso in Umgebungsluft erhitzt, um diese mit einer nichtoxidierenden Atmosphäre zu vergleichen. Dann wurden für diese beiden Fälle Tests ausgeführt. Der Anteil von Stickstoff und Argon betrug 99.5%, und eine elektrische Widerstandsheizung wurde in Form einer indirekten Heizung ausgeführt.
Der Block und die kontinuierliche Gusstafel wurden für fünf Stunden auf einen Temperaturbereich von 1200ºC bis 1350ºC erhitzt, und dann wurden die Dicken der Oxidüberzüge, welche auf den Oberflächen gebildet wurden, durch Untersuchung des Querschnittes gemessen. Weiterhin wurde die Dicke der Verarmungsschicht an Legierungselementen und die Tiefe der Oxidation der Korngrenzen untersucht. Die Ergebnisse hiervon sind in Tabelle 6 dargestellt. Tabelle 6
Wie Tabelle 6 zeigt, war die Dicke der Überzugsschichten, welche unter einer nicht-oxidierenden Atmosphäre erhitzt wurden, dünner als jene, die nach Beschichtung mit einem Beschichtungsmaterial wie in Beispiel 5 erhitzt wurden. Im Falle, dass die Erhitzung unter einer nicht-oxidierenden Atmosphäre ausgeführt wurde, werden ferner die Verarmungsschicht an Legierungselementen und die Oxidation der Korngrenzen ebenso wie im Falle, dass ein Beschichtungsmaterial wie in Beispiel 5 aufgebracht wurde, nicht erzeugt.
Das heißt, dass im Falle, dass die Erhitzung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre ausgeführt wurde, sowie im Falle von Beispiel 5, in welchem ein Beschichtungsmaterial aufgebracht wurde, die Erzeugung von Überzügen, die Bildung der Verarmungsschicht an Legierungselementen sowie die Oxidation der Korngrenzen verhindert wurden.
Während der Erhitzung des Blockes und der kontinuierlichen Gusstafeln in der nicht-oxidierenden Atmosphäre wurde eine dünne Überzugsschicht gebildet, konnte jedoch durch den Strahl eines Hochdruckwassers unmittelbar vor Ausführung des Warmwalzens entfernt werden. Anschließend wurden der erhitzte Block und die kontinuierlichen Gusstafeln bis zu einer Dicke von 3 mm heruntergewalzt, und dann wurde eine Beizwäsche (pickling wash) ausgeführt. Wenn die Oberflächen des gebeizten Stahlbleches unter Verwendung eines Bandschleifers um 0.1 mm abgeschliffen wurden, um den Oberflächenzustand zu prüfen, wurden keine Überzüge oder winzige Risse festgestellt.
Gemäß der oben beschriebenen vorliegenden Erfindung werden Legierungselemente zu einem Hochmanganstahl des Fe-Mn-Al- C-Systems hinzugefügt, um die Korngrenzen der säulenförmigen Kristalle zu stärken, so dass ein Hochmanganstahl mit einer verbesserten Warmverarbeitbarkeit erhalten werden kann. Weiterhin werden während des Warmwalzens des Hochmanganstahls die anfänglichen Walzbedingungen kontrolliert, so dass ein warmgewalztes Stahlblech mit einem guten Oberflächenzustand ohne irgendwelche Risse erhalten werden kann. Dieser Stahl kann im Herstellungsbereich von Automobilen verwendet werden, in welchem eine vorzügliche Formbarkeit und hohe Festigkeiten gefordert werden.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Bleches aus Hochmanganstahl ohne jegliche Risse, welches die Schritte umfasst:

Erzeugen eines Rohstahlblocks oder einer kontinuierlichen Gußtafel, welcher bzw. welche in Gewichts-% aufweist:

weniger als 1,5% C, 15,0-35,0% Mn, 0,1-6,0% Al sowie einen Ausgleich an Fe und anderen unentbehrlichen Fremdbestandteilen; und ferner umfassend eines oder mehrere Elemente, die aus einer Gruppe ausgewählt sind, die aus 0,0005-0,04% B, 0,0005- 0,050% Ti, 0,0005-0,050% Zr, 0,0005-0,040% La, 0,0005-0,040% Ce und 0,0005-0,030% Ca besteht;

Erwärmen des Blocks oder der kontinuierlichen Gußtafeln aus dem genannten Stahl auf einen Temperaturbereich von 1150-1300ºC;

Ausführen eines Warmwalzens durch Aufbringen eines niedrigen Reduktionsgrads unter 7% pro Durchlauf und einer durchschnittlichen Umformgeschwindigkeit unter 2,0 sec&supmin;¹ pro Durchlauf, bis ein Gesamtreduktionsgrad von 40% erreicht ist; und

Durchführen eines Warmwalzens mit einem hohen Reduktionsgrad, nachdem der Gesamtreduktionsgrad von 40% erreicht ist.

2. Verfahren zur Herstellung eines Hochmanganstahls ohne jegliche Risse, welches die Schritte umfasst:

Erzeugen eines Blocks oder einer kontinuierlichen Gußtafel, welcher bzw. welche in Gewichts-% aufweist:

weniger als 1, 5% C, 15,0-35,0% Mn, 0,1-6,0% Al, und einen Ausgleich an Fe und anderen unentbehrlichen Fremdbestandteilen; ferner umfassend ein oder mehrere Elemente, die aus einer Gruppe ausgewählt sind, welche aus weniger als 0,6% Si, weniger als 5,0% Cu, weniger als 1,0% Nb, weniger als 0,5% V, weniger als 9,0% Cr, weniger als 4,0% Ni, und weniger als 0,2% N besteht; und ferner umfassend ein oder mehrere Elemente, die aus einer Gruppe ausgewählt sind, welche aus 0,0005-0,04% B, 0,0005-0,050% Ti, 0,0005-0,050% Zr, 0,0005-0,040% La, 0,0005-0,040% Ce und 0,0005-0,030% Ca besteht; Erwärmen des Blocks oder der kontinuierlichen Gußtafeln aus einem genannten Stahl auf einen Temperaturbereich von 1150-1300ºC;

Durchführen eines Warmwalzens durch Aufbringen eines niedrigen Reduktionsgrads unter 7% pro Durchlauf und einer durchschnittlichen Umformgeschwindigkeit unter 2,0 sec&supmin;¹ pro Durchlauf, bis ein Gesamtreduktionsgrad von 40% erreicht ist; und

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei auf die Oberflächen des Blocks oder der kontinuierlichen Gußtafeln aus Stahl ein Beschichtungsmaterial aufgebracht wird und anschließend ein Erwärmen und ein Warmwalzen ausgeführt werden.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Block oder die kontinuierliche Gußtafel aus Stahl unter einer nicht oxidierenden Atmosphäre erwärmt wird, die mit Stickstoff oder Argongas gespült wird, und anschließend ein Warmwalzen ausgeführt wird.