NO843184L - Stenger og traader av tofase-staal med hoey styrke og lavt karboninnhold, samt fremgangsmaate for fremstilling derav - Google Patents

Description

I

Foreliggende oppfinnelse vedrører en fremgangsmåte for fremstilling av tråder, stenger og staver, stål med lavt karboninnhold og med høy styrke og høy duktilitet ved koldtrekning av tofase-stål.

Betegnelsen 'tofase-stål" omfatter en klasse stål som bear-beides ved kontinuerlig anløpning , statsanløpning eller konvensjonell varmevalsning for å oppnå en ferrittmatrise med en dispergert annen fase slik som martensitt, bainititt og/eller tilbakeholdt austenitt. Den andre fase innstilles til å være en sterk, seig og deformerbar fase forskjellig fra den hårde, ikke-deformerbare karbidfase som finnes i perlittstaver og -tråder. Fasen må være passende dispergert og méd tilstrekkelig volumandel, dvs. større en 10%, for å tilveiebringe et vesentlig bidrag til styrking i den varme-behandlete (as-heat-treated) tilstand og for å forøke be-- arbeidelsesherdingshastigheten under trådtrekning. Forskjellige varmebehandlingsbaner kan anvendes for å utvikle tofase-mikrostruktur og morfologien er anhengig av den spesielle anvendte varmebehandling. En foretrukket varmebehandling er den mellomliggende kjølemetode, dvs. austenisere og kjøle til 100% martensitt før anløpning i tofase a+a området og kjøle til en ferritt-martensittstruktur. Oppfinnelsen ved-rører ytterligere høystyrke-, høyduktile ståltråder, -staver og -stenger fremstilt ved foreliggende fremgangsmåte.

Ståltråder har mange kjente anvendelser, slik som fremstilling av kabler, kjeder og fjærer. De anvendes også for å fremstille stålbelter og -tråder for dekk, og ståltråder er også innarbeidet i flere-ledete elektriske ledere for å forbedre disses bruddstyrke. I disse anvendelser liggerde ønskete diametre fra 0,127 mm til mere enn 6,35 mm med styr-kebehov i området 1722,5 mpa til så meget som 2756 mpa for mindre diametre. For alle disse anvendelser er det viktig at det tilveiebringes en ståltråd med høy bruddstyrke og god duktilitet ved den ønskete diameter.

Den eldste og mest vanlige metode for fremstilling av en høyduktil tråd med stor styrke er ved å patentere en nær eutektisk blanding av perlittstål. Imidlertid er denne fremgangsmåte komplisert og kostbar. En ytterligere ulempe ved patenteringsmetoden er de iboende begrensninger med hensyn til den maksimale tråddiameter som kan fremstilles for et gitt styrkenivå.

Det er et behov for ståltråd og-staver med høyere brudd-.styrke og høyere duktilitet enn ståltråd og -staver fremstilt ved de kjente fremgangsmåter, såvel som en mere økonomisk fremgangsmåte for fremstilling av ståltråder og -staver med høy styrke. Foreliggende oppfinnelse kan erstatte den kon-vensjonelle fremgangsmåte, hvor perlittisk stål petenteres til å gi en tråd med en fremgangsmåte hvorved en legering av en relativt enkelt sammensetning koldtrekkes til en tråd eller staver i en enkelt flerpasseringsoperasjon, dvs. uten mellomliggende anløpning eller patenteringsvarmebehandling.

Eliminering av patenteringsvarmebehandlinger ved fremstil-lingen av høystyrkeståltråder ville senke produksjonsomkost-ningene av slik ståltråd, spesielt i lys av den herskende brennstoffsituasjon.

Koldtrekningsprosessen krever en lavlegert stålblanding med en mikrostruktur og morfologi som tilveiebringer høy ini-tials tyrke, høy duktilitet, rask deformasjons-herding og god koldformbarhet. Stålet bør være i stand til koldtrekning uten mellomliggende anløpninger eller patenteringsvarmebehandlinger, tildenønskete diameter, bruddstyrke og'duktilitet.

En spesiell gruppe stål med en kjemisk sammensetning spesielt utviklet for å tilveiebringe høye mekaniske egenskaps-verdier er kjent innen teknikken som høy-styrke-, lav-ie-gerte (HSLA) stål. Disse stål inneholder karbon som styrke-frembringende element i en mengde i rimelig overensstemmel-se med sveisbarhet og duktilitet. Forskjellige mengder og typer av legeringskarbiddannere tilsettes for å oppnå de

I i

I

mekaniske egenskaper som er særpreget for disse stål. Imid<L>lertid synes det ikke mulig å oppnå høy styrke og høy duktilitet, som er nødvendige for mange anvendelser av ståltråd og -staver, under anvendelse av HSLA-stål.

Faktorene som innvirker på egenskapene av lav-karbonstål

er deres karboninnhold og mikrostruktur, og i andre rekke restlegeringer. Vanligvis vil lav-karbonstål inneholde silicium, mangan eller en kombinasjon av silicium og mangan.

I tillegg kan tilsettes karbiddannende elementer såsom vanadium, krom, niob, molybden.

Lav-karbon-, tofase- mikrostrukturerte stål er særpreget

av en sterk fase dispergert i en bløt fettematrise og har muligheter til å tilfredsstille kravene til styrke, duktilitet, flaksibilitet og diameter for høysterke ståltråder. Ytterligere har de et potensial for å oppnå et nivå for kold-formning som tillater koldtrekning uten patentering eller mellomliggende behandling. Spesielt er et lav-karbon-, dupleks ferritt-martensitt-stål, som vist i US-patent nr. 4.067.756 av interesse for foreliggende oppfinnelse fordi det har høystyrke-og høyduktilitetsegenskaper og består av billige bestanddeler. Imidlertid, slik det generelt fremstilles har det en bruddstyrke på ca. 827 mpa, hvilket er meget lavere enn den bruddstyrke som er krevet for de fleste anvendelser av en høystyrke-ståltråd. Fremgangsmåten i henhold til oppfinnelsen er rett-t på fremstilling av en høystyrke-ståltråd med en bruddstyrke på minst 827 mpa. Et foretrukket styrkeområde er 827 - 2687 mpa, men styrker over 2756 mpa kan også oppnås.

Det er derfor en hensikt med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe en forbedret fremgangsmåte for fremstilling av høysterke, høyduktile ståltråder og -staver og for å fremstille tråder og staver med forhøyet bruddstyrke, duktilitet og fleksibilitet ved den ønskete diameter.

En annen.hensikt med oppfinnelsen er å tilveiebringe en ! fremgangsmåte for fremstilling av høysterke, høyduktile

i

ståltråder og -staver, og som omfatter et koldtrekketrinn av en tofase-stålblanding til den ønskete styrke og duktilitet uten mellomliggende anløpning eller patenteringsvarmebehandlinger, og derved tilveiebringe fullstendig"fleksibilitet med hensyn til valg av tråddiameter.

Det er en ytterligere hensikt med oppfinnelsen å tilveiebringe en fremgangsmåte for fremstilling av høysterke, høy-duktile stråltråder og -staver, som eliminerer det mellomliggende patenteringstrinn som anvendes i kjente fremgangsmåter for fremstilling av perlittisk ståltråd og derved nedsette kompleksibiliteten, omkostningene og energifor-bruket ved fremstillingsprosssen for høysterke ståltråder og -staver.

En ytteligere hensikt med foreliggende oppfinnelse er å tilveiebringe en fremgangsmåte for fremstilling av høyster-ke ståltråder og -staver, hvilken fremgangsmåten er allsi-dig og tillater fremstilling av en bredt område med hensyn til diametre, styrke og duktilitetsegenskaper i den ferdige ståltråd eller -stav, basert på valget av den opprinnelige dupleks-mikrostruktur og bearbeiding av mikrostrukturen ved hjelp av passende termisk behandling.

En ytterligere hensikt med oppfinnelsen er å tilveiebringe høysterke, høyduktile ståltråder og -staver med en bruddstyrke på minst 8 27 mpa.

Ytterligere hensikter og fordeler med oppfinnelsen vil frem-gå av den etterfølgende beskrivelse i forbindelse med de vedlagte tegninger.

Generelt vedrører foreliggende oppfinnelse høysterke, høy-duktile, lav-karbonståltråder og -staver, samt en fremgangsmåte for fremstilling derav. Fremgangsmåten innbefatter koldtrekking av lav-karbon-,tofase-stål til den ønskete diameter i en enkelt multipassasjeoperasjon. Stålet er

særpreget ved en dupleks mikrostruktur hovedsakelig bestå-j

i ende av en sterk andre fase dispergert i en myk ferritt-

matrise og en mikrostruktur og morfologi og med tilstrekkelig koldformbarhet til å tillate nedsettelse av tverrsnittsarealet med opp til 99,9 %.

En foretrukket utførelsesform av oppfinnelsen er en høy-sterk, høyduktil, lav-karbon-stålstav eller -tråd fremstilt fra en stålblanding særpreget ved en passende dupleks ,ferritt-martensitt-mikrostruktur, eksempelvis som vist i fig. 1, samt en fremgangsmåte for fremstilling av denne. Prosessen innbefatter koldtrekning av det duplekse, ferritt-martensittstål til den ønskete diameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon. I en høystyrkestål med en dupleks ferritt-martensittmikrostruktur består den sterke, deformerbare andre fase hovedsakelig av martensitt, men kari også inneholde bainitt og gjenværende austenitt. Den sterke andre fase er dispergert i en myk duktil ferrittmatrise, idet martensitt tilveiebringer styrken i den sammensatte blanding, mens ferritt tilveiebringer duktiliteten. Fig. 1 er et optisk mikrografi som viser en typisk lav-karbon, tofase- ferritt-martensittmikrostruktur før koldtrekning. Fig. 2 er et transmisjonselektronÆotomikrografi av en dis-lokert bånd (lath) martensitt som utgjør den sterke andre fase i tofase-stålet i henhold tilforeliggende oppfinnelse. Fig. 3 viser grafisk en typisk sammenligning mellom et koldtrekningsprogram for dupleks-mikrostrukturståltråd i henhold til foreliggende oppfinnelse og trekkeprogrammet for perlitt-ståltråd i henhold til den kjente patenterings-metode.

I henhold til foreliggende oppfinnelse fremstilles høyster-ke, høyduktile ståltråder eller -staver, hvorved en lav-kar.bonstålblanding, særpreget ved en dupleks mikrostruktur hovedsakelig bestående av en sterk andre fase dispergert i en myk ferritmatrise, koldtrekkes til denønskete diameter i en.enkelt flerpassasjeoperasjon. Utgangsstål blandingen bør før koldtrekningen utvise en dupleks mikro-i struktur og morfologi som er tilstrekkelig til å tilveiebringe et nivå av koldformbarhet som tillater nedsettelse av tverrsnittsarealet med opp til 99,9 % under koldtrekningen.

Foreliggende fremgangsmåte tilveiebringer en fordel fremfor den kjente prosess ved at den eliminerer de mellomliggende varmebehandlinger eller patenteringstrinn som anvendes ved den kjente fremgangsmåte for fremstilling av perlitt-ståltråd, og derved nedsetter kompleksiteten, omkostningene og energi-forbruket for fremgangsmåten. Ytterligere kan et større område av stav- og tråddiameterstørrelser fremstilles ved foreliggende fremgangsmåte enn ved patenteringsmetoden. Ved patenteringsmetoden er det en innebygget begrensning med

hensyn til den maksimale tråddiameter som kan fremstilles

ved et gitt styrkenivå.

Under henvisning til fig. 3 er forskjellene mellom foreliggende fremgangsmåte og patenteringsfremgangsmåten vist.

Den heltrukne linje viser koldtrekningsprogrammet for en lav-karbon, dupleks ståltråd i henhold til oppfinnelsen og bruddstyrkene som kan erholdes for forskjellige diametre.

Den stiplete linje indikerer trekningsprogrammet for en perlitt-ståltråd i henhold til patenteringsmetoden, innbefattende de mellomliggende varmebehandlinger. Ved trekning av perlitt ståltråden er de mellomliggende varmebehandlinger nødvendige for å oppnå den høye bruddstyrke som kan oppnås ved foreliggende fremgangsmåte for forskjellige diametre. Disse mellomliggende varmebehandlinger forøker kompleksite-

ten og omkostningene for prosessen ved fremstilling av høy-styrkeståltråd. Foreliggende fremgangsmåte omfatter ingen mellomliggende varmebehandling og tilveiebringer således en betydelig forbedring fremfor kjente fremgangsmåter.

Med foreliggende fremgangsmåte kan det fremstilles ståltråder og -staver med vide grenser for bruddstyrke, duktilitet og diameter. Sluttegenskapene for ståltråden eller -staven

i

1 for en gitt diameter bestemmes av en kombinasjon av den ' initiale mikrostruktur, egenskapene for utgangsstålet og mengden av etterfølgende reduksjon i tverrsnittarealet under koldtrekkeprosessen. Da mikrostrukturen for stålet lett kan påvirkes ved passende termisk behandling, kan egenskapene for den trukne tråd skreddersys for å passe overens med krevete spesifikasjoner for den ønskete anvendelse. Valget av legerende elementer slik som silicium, aluminium, mangan og karbindannende elementer, såsom molybden, niob, vanadium og lignende, bestemmes av den ønskete mikrostruktur og ønskete egenskaper. Således kan et bredt område av legeringer, innbefattende mange enkle og billige legeringer, anvendes sålenge de kan varmebehandles til å gi den ønskete tofase-mikrostruktur.

En foretrukket dupleks mikrostruktur er ferritt-martensittmikrostrukturen. En annen foretrukket mikrostruktur er dupleks ferritt-bainitttmikrostrukturen. I begge tilfeller er den sterke andre fase enten martensitt eller bainitt, dispergert i en myk, duktil ferrittmatrise.

I én foretrukket utførelsesform av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen utgjøres utgangsstålblandingen hovedsakelig av jern med 0,05 til 0,15 vekt% karbon, og 1,0 til 3,0 vekt% silicium. I en annen foretrukket utførelsesform består utgangsstålblandingen hovedsakelig av jern, fra 0,05 til 0,15 vekt% karbon, 1-3 vekt% silicium og 0,05-0,15 vekt% vanadium. I de to foretrukne utførelsesformer Mr stålblandingen behandlet termisk til å gi en dupleks, ferritt-martensitt-mikrostruktur i en fibrøs raorlologi. Kort sagt omfatter den foretrukne fremgangsmåte å austenittisere stålblandingen, avkjøle denne for å omforme austenitt til hovedsakelig 100% martensitt, oppvarme den resulterende stålblanding til en anløpningstemperatur i tilstrekkelig tid til å tilveiebringe det ønskete forhold>mellom austenitt og ferritt, og raskt av-kjøle austenitt-ferrittblandingen for å omdanne austenitt til martensitt, og koldtrekke det resulterende tofase-stål som er kjennetegnet av en dupleks ferritt-martensitt mikro-:

I

I

struktur i en fibrøs morfologi tilden ønskete., diameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon.

Mere spesielt blir utgångsstålblandingen oppvarmet til en temperatur, T^, over den kritiske temperatur ved hvilken austenitt dannes. Temperaturområdet for , ligger i området lOSoPc - 1170°C. Blandingen holdes ved denne temperatur i en tidsperiode tilstrekkelig til en fullstendig austeni-tisering av stålet. Den resulterende blanding avkjøles for å omdanne austenitt hovedsakelig til 100% martensitt. Blandingen blir deretter gjenoppvarmet til en anløpningstempe-ratur, 1^, i tofase (a + a) området, a + Y temperaturområdet er 800°-1000°C. Blandingen holdes ved denne temperatur i en tidsperiode tilstrekkelig til å omdanne martensitt-stålblandingen til det ønskete volumforhold av ferritt og austenitt. Ved den endelige kjøling omdannes austenitt til martensitt og resulterer i en sterk andre fase av martensitt dispergert i en myk eller duktil ferrittmatrise.

På dette stadium er stålblandingen særpreget ved en spesiell mikrostruktur som er en fin, isotrop, aciculær martensitt i en duktil ferrittmatrise. Mikrostrukturen er et resultat av kombinasjonen av den dobbelte varmebehandling og tilstede-værelse av silicium i den ovenfor angitte mengde. Denne spesielle mikrostruktur maksimaliserer den potensiale duktilitet av den myke ferrittfase og utnytter fullt ut den sterke martensittfase som en belastningsbærende bestanddel i dupleksmikrostrukturen. Det er mikrostrukturen såvel som morfologien av stålblandingen som gjør det mulig at stålet kan koldtrekkes til den ønskete tråd- eller stavdiameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon.

Et hvilket som helst tofase-stål kan anvendes i foreliggende fremgangsmåte sålenge det kan dannes en dupleks mikrostruktur og morfologi med tilstrekkelig koldformbarhet til å tillate en reduksjon av tverrsnittsarealet opp til 99,9% når

blandingen koldtrekkes. Mere spesielt utviser tofasé-, ferritt-martensittstål en større kontinuerlig f lyteoppf ørsel ,j

i i

høyere maksimal bruddstyrke og bedre duktilitet enn kommer--sielle høysterke, lavlegerte stål, innbefattende mikrolege-te finkornete stål. Ytterligere vil det høye bruddstyrke til flyteforhold og høye deformasjohsherdningshastighet i ferritt-martensitt-, tofase-stål gi utmerket koldformbarhet.

Den eksakte temperatur, T-^, til hvilket stålblandingen oppvarmes i det første austenitiseringstrinn er ikke kritisk sålenge den er over temperaturen ved hvilken fullstendig au-stenitisering finner sted. Den eksakte temperatur, T2 , i det andre oppvarmningstrinn,. hvor blandingen omdannes til to fa-ser av ferritt og austenitt er avhengig av det. ønskete volumforhold av ferritt til austenitt, som på sin side er avhengig av det ønskete volumforhold av ferritt-til-martensitt. Generelt vil det ønskete volumforhold av ferritt og marten--sitt være avhengig av de endelige ønskete resultater for ståltråden eller -staven. Generelt vil 10-40 volumprosent martensitt i.ferritt-martensittmikrostrukturen tillate at stålblandinen kan koldtrekkes til en diameter som represen-terer opp til 99,9% reduksjoner i tverrsnittarealet og like-vel resultere i ståltråder og -staver med en bruddstyrke på minst 827 pma. Vanligvis erholdes bruddstyrker i området 827 - 2687 mpa, men bruddstyrker over 2756 mpa kan også erholdes .

De følgende eksempler vil illustrere foreliggende fremgangsmåte klarere og viser de deri erholdte egenskaper for ståltråder og -staver, såvel som fremgangsmåtens fleksibilitet, ved å tillate valg av legeringer, bruddstyrker, duktilitet og diametre.

EKSEMPEL 1

En ståltråd med høystyrke og høy duktilitet ble fremstilt for å tilfredsstille kravene for kanttråd som anvendes ved fremstilling av bildekk. Kanttråd krever en bruddstyrke på 1860 mpa ved 5%'s forlengelse, og en proponalitetsgrense på 14 88 mpa. Kanttråden bør ha en diameter på ca. 0,9 4 mm og tilstrekkelig duktilitet til å tilfredsstille en torsjons-prøve som krever 58 aksielle turn i en lengde på 203 mm.

En stålstav med en diameter på 5,6 mm og med en sammensetning bestående hovedsakelig av- jern, 0,1 vekt% karbon, 2 vekt% silicium og 0,1 vekt% vanadium ble austenitisert og raskt avkjølt til å gi en i det vesentlige 100% martensitt-blanding. Staven ble deretter g.jenoppvarmet til en temperatur på 950°C i tofase a+ y området og raskt avkjølt til å

gi en dupleks ferritt-martensitt mikrostruktur inneholdende ca. 30 volum% martensitt og 70 volum% ferritt. Den nålelik-nende, aciculære karakter for ferritt-martensittmikrostrukturen er vist i det optiske fotomikrograffi i fig. 1. Den var-mebehandlete stav ble deretter koldtrukket gjennom en smurt konisk skive ned til en diameter på 0,9 4 mm i 8 gjennomgan-ger med ca. 36% reduksjon i tverrsnittsarealet pr. passasje. Etter en kort stress-frigjørende anløpning ved 425°C i henhold til vanlig praksis ble det oppnådd, en endelig bruddstyrke på 1902 mpa, hvilket tilfredsstilte bruddstyrkekra-vene for kanttråd. Duktiliteten for ståltråden var tilstrekkelig til å tilfredsstille tvinneprøvekravet.

EKSEMPEL 2

En stålstav hovedsakelig bestående av jern, 0,1 vekt% karbon og 2,0 vekt% silicium ble varmvalset til en diameter på 6,4 mm. Staven ble deretter oppvarmet til en temperatur på 1150°C i ca. 30 min. for å austenitisere blandingen. Stålet ble deretter bråkjølt i isavkjølt saltlake for å omdanne austenitten til hovedsakelig 100% martensitt. Staven ble deretter raskt gjenoppvarmet til en tmperatur på 950°C for

å omdanne strukturen til ca. 70% ferritt og 30% austenitt. Stålstaveri ble deretter avkjølt i is/saltlake for å omdanne austenitt til martensitt. Til slutt ble staven koldtrukketj

■ . il

til en diameter .på 0,76 mm, ved hvilken dens bruddstyrke

var 2460 mpa, og også trukket til en diameter på 0,61 mm, ved hvilken dens bruddstyrke var 24 80 mpa. Fortsatte kold-trekkinger kan gi bruddstyrker på 2 756 mpa eller høyere.

Claims (28)

1. Fremgangsmåte ved fremstilling av ståltråd,og -staver med høy styrke og høy duktilitet, karakterisert ved koldtrekning til den ønskete diameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon av en lav-karbon tofase-stålblanding som er særpreget ved en mikrostruktur hovedsakelig bestående av en sterk andre fase dispergert i en myk ferrittmatrise og en mikrostruktur og morfologi, med tilstrekkelig koldfarmbarhet til å tillate reduksjoner i tverrsnittsarealet på opp til 99,9%.

2. Fremgangsmåte ifølge krav 1, karakterisert ved at dupleks ferritt-martensittmikrostruktur, idet martensitt utgjør den sterke andre fase dispergert i den myke ferrittmatrise.

3. Fremgangsmåte ifølge krav 1, karakterisert ved at stålblandingen er særpreget ved en dupleks ferritt-bainittmikrostruktur, idet bainitt utgjør den sterke andre fase. dispergert i den myke ferrittmatrise.

4. Fremgangsmåte ved fremstilling av ståltråd og -staver med høy styrke og duktilitet, karakterisert ved de følgende trinn: oppvarme en stålblanding bestående hovedsakelig av jern, 0,05 - 0,15 vekt% karbon og 1,0 - 3,0 vekt% silisium til en temperatur, , i en tidsperiode tilstrekkelig til hovedsakelig fullstendig å austenitisere stålet, avkjøle den resulterende austenitiserte stålblanding for å omdanne austenitt til 100% martensitt, oppvarme den resulterende martensitt-stålblanding til en temperatur, T2 , i tofase a+a området i en tidsperiodeI tilstrekkelig til å omdanne marten.sitt-stålblandingen til e't ønsket volumforhold mellom ferritt og austenitt, ■■ avkjøle den resulterende ferritt-austenittstålbalnding for å omdanne austenitt til martensitt, og koldtrekke den resulterende stålblanding som er særpreget ved en dupleks ferritt-martensittmikrostruktur til den ønskete diameter.

5. Fremgangsmåte ifølge krav 4, karakterisert ved at koldtrekketrinnet omfatter et enkelt flerpassasje koldtrekketrinn.

6. Fremgangsmåte ifølge krav 4, karakterisert ved at stålblandingen består hovedsakelig av jern, ca. 0,1 vekt% karbon og ca. 2 vekt% silicium.

7. Fremgangsmåte ifølge krav 4, karakterisert ved at stålblandingen også inneholder 0,05 0,15 vekt% vanadium.

8. Fremgangsmåte ifølge krav 7, karakterisert ved at vandiuminnholdet er ca. 0,1 vekt%.

9. Fremgangsmåte ifølge krav 4 eller , karakterisert ved at Tj^ ligger i området 1050-1170°C og T2 i området . 800 - 1000°C.

10. Fremgangsmåte ifølge krav 4 eller 7, karakterisert ved at T1 er ca. 1150°C.

11. Fremgangsmåte ifølge krav 2, 4 eller 7, karakterisert ved at stålblandingen oppvarmes ved 1^ i en tidsperiode tilstrekkelig til å oppnå et forhold mellom ferritt og austenitt slik at etterfølgende avkjøling resulterer i en mikrostruktur inneholdende 10-40 volum% martensitt. ! I

12. Fremgangsmåte ifølge krav 11, karakterisert ved at T2 er ca. 950 <G> C og at den resulterende mikrostruktur inneholder ca. 30 volum% martensitt.

13. Lav-karbonstålprodukt med høy styrke og høy duktilitet, karakterisert ved en bruddstyrke på minst 827 mpa og som er koldtrukket fra en stålblanding som er særpreget ved en mikrostruktur bestående hovedsakelig av en sterk andre fase dispergert i en myk ferrittmatrise.

14. Produkt ifølge krav 13, karakterisert ved at bruddstyrken ligger i området 827 - 2G87 mpa.

15. Stålprodukt ifølge krav 14, karakterisert v e>d at det er en ståltråd.

16. Stålprodukt ifølge krav 14, karakterisert ved at det er en stang eller stav.

17. Produkt ifølge krav 15 eller 16, karakterisert ved at mikrostrukturen er en koldtrukket dupleks ferritt-martensittmikrostruktur.

18. Produkt ifølge krav 15 eller 16, karakterisert ved at mikrostrukturen er en koldtrukket dupleks ferritt-bainitt mikrostruktur.

19. Lav-karbonstål med høy styrke og høy duktilitet karakterisert ved at den hovedsakelig be-* står av jern, 0,05 - 0,15 vekt% karbon og 1 - 3 vekt% silicium, og med en bruddstyrke på minst 827 mpa og som er koldtrukket fra en stålblanding som er særpreget ved en dupleks ferritt-martensittmikrostruktur.

20. Produkt ifølge krav 19, karakterisert ved at bruddstyrken ligger i området 827 - 2687 mpa. j

21. Stålprodukt ifølge krav 20, k a r a k t e r i-' sert ved at stålproduktet er en tråd.

22. Stålprodukt ifølge krav 20, karakterisert ved at produktet er en stålstav eller -stang.

23. Lav-karbonstål ifølge krav 21 eller 22, karakterisert ved et karboninnhold på ca. 0,1 vekt% et siliciuminnhold på ca. 2 vekt%, og hvor dupleks ■ ferritt-martensittmikrostrukturen utgjøres av ca. 30 volum% martensitt, og bruddstyrken ligger i området 2460 - 2480 mpa etter ca. 99,9% reduksjon i tverrsnittsarealet.

24. Produkt ifølge krav 21 eller 22, karakterisert ved at stålblandingen inneholder fra 0,05 - 0,15 vekt% vanadium.

25. Produkt ifølge krav 24, karakterisert ved at'karboninnholdet er ca. 0,1 vekt%, siliciuminn-holdet er ca. 2,0 vekt%, vandiuminnholdet ca. 0,1 vekt%, dupleks-ferritt-martensittmikrostrukturen utgjør. 30 volum? martensitt, og bruddstyrken er over 1902 mpa etter ca. 9 7% reduksjon av tverrsnittsarealet.

26. Lav-karbonstålprodukt med høy styrke og duktilitet fremstilt ved fremgangsmåten ifølge krav 1.

27. Lav-karbonstålprodukt med høy styrke og duktilitet fremstilt ved fremgangsmåte ifølge krav 4.

28. Lav-karbonstålprodukt med høy styrke og duktilitet hvor stålet utgjøres av en blanding bestående hovedsakelig av jern, 0,05 - 0,15 vekt% karbon, 1-3 vekt% silicium og 0,05 - 0,15 vekt% vananadium og fremstilt i henhold til fremgangsmåten ifølge krav 4.