DE19605696A1 - Ferritischer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung - Google Patents
Ferritischer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung und VerwendungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft einen ferritischen Stahl, ein
Verfahren zur Herstellung dieses Stahls mit überwiegend
polygonal-ferritischem Gefüge und einer oder mehreren
kohlenstoffangereicherten Zweitphasen sowie eine
bevorzugte Verwendung dieses Stahls. Der Stahl soll hohe
Festigkeit und gute Umformbarkeit sowie verbesserte
Oberflächenqualität nach einer Warmverformung in der
letzten Erzeugungsstufe besitzen.
Bekannt sind Dualphasenstähle, die ein Gefüge, z. B. aus
bis zu 80 Vol.-% aus polygonalem relativ weichen Ferrit
und Rest aus kohlenstoffreichem Martensit haben. Die in
kleinerer Menge vorliegende kohlenstoffreiche zweite
Phase ist inselförmig in der voreutektoiden ferritischen
Phase eingelagert. Ein derartiger Stahl hat gute
mechanische Eigenschaften und günstige Kaltumformbarkeit.
Bekannte Stähle mit überwiegend polygonalem Ferrit im
Gefüge sowie darin eingelagertem Martensit bestehen aus
(in Masse-%) 0,03 bis 0,12% C, bis 0,8% Si und 0,8 bis
1,7% Mn (DE 29 24 340 C2) oder 0,02 bis 0,2% C, 0,05
bis 2,0% Si, 0,5 bis 2% Mn, 0,3 bis 1,5% Cr sowie bis
1% Cu, Ni und Mo (EP 0 072 867 B1). Beide Stähle sind
aluminiumberuhigt und enthalten lösliche Restgehalte von
weniger als 0,1% Al. Silizium in diesen Stählen fördert
die Ferritumwandlung. In Kombination mit Mangan und
gegebenenfalls Chrom wird die Perlitbildung unterdrückt.
Dadurch wird die ausreichende Anreicherung von
Kohlenstoff in der zweiten Phase sichergestellt und die
Bildung von polygonalem Ferrit im überwiegenden
Verhältnis zur zweiten Phase erreicht. Diese bekannten
Legierungen haben jedoch den Nachteil, daß sich beim
Warmwalzen eine inhomogene Oberflächenstruktur ausbildet,
die durch Zungen von rotem Zunder sichtbar wird. Nach dem
Beizen verbleiben Unebenheiten auf der Oberfläche. Für
viele Anwendungsfälle ist derartiges Material nicht
verkaufsfähig. Bisher ist es nicht gelungen, die
Oberflächenqualität dieser warmgewalzten Stähle zu
verbessern. Im übrigen besteht ein Bedarf nach Stählen,
die sowohl hohe Festigkeit als auch gutes
Kaltumformungsvermögen aufweisen. Diese Anforderungen
können durch das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung
Rm · A5 charakterisiert werden. Dieses sollte über
16.000 N/mm²·% sowohl in Walzlängs- als auch in
Querrichtung liegen.
Daraus leitet sich die Aufgabe ab, einen Stahl mit
überwiegend polygonalem ferritischen Gefüge zu
entwickeln, der das hervorragende Spektrum der
mechanischen Eigenschaften bekannter Stähle zumindestens
in gleicher Größe aufweist, mit Zugfestigkeitswerten
Rm < 500 N/mm² und Dehnungswerten A5 < 16000/Rm in %
ebenso gut kaltumformbar ist wie die bekannten Stähle,
jedoch nach der Erzeugung durch Warmumformung in der
letzten Erzeugnisstufe eine bessere Oberflächenstruktur
aufweist als die bekannten Stähle.
Zur Lösung dieser Aufgabe wird ein Stahl mit (in Masse-%)
0,05 bis 0,3% Kohlenstoff
0,8 bis 3,0% Mangan
0,4 bis 2,5% Aluminium
0,01 bis 0,2% Silizium
weniger als 0,08% Phosphor
weniger als 0,05% Schwefel
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen
mit einem überwiegend aus polygonalem Ferrit und kleineren Anteilen an Martensit und/oder Bainit und/oder Restaustenit bestehenden Gefüge vorgeschlagen, der bei einem Kohlenstoffäquivalent (Cäqu.) von größer als 0,1 bis 0,325 mit
0,05 bis 0,3% Kohlenstoff
0,8 bis 3,0% Mangan
0,4 bis 2,5% Aluminium
0,01 bis 0,2% Silizium
weniger als 0,08% Phosphor
weniger als 0,05% Schwefel
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen
mit einem überwiegend aus polygonalem Ferrit und kleineren Anteilen an Martensit und/oder Bainit und/oder Restaustenit bestehenden Gefüge vorgeschlagen, der bei einem Kohlenstoffäquivalent (Cäqu.) von größer als 0,1 bis 0,325 mit
Cäqu. = % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% Mo
Aluminium in einer Menge von in Masse-%
Al 7,6 · Cäqu.-0,36
enthält.
Die angestrebte Umwandlung zu Bainit oder Martensit in
einer zuvor gebildeten Ferritmatrix bewirkt einen
günstigen Eigenspannungszustand des Gefüges mit einem
positiven Einfluß auf das Kaltumformvermögen.
Gleichzeitig wird das Zugfestigkeitsniveau gegenüber
einem ferritisch-perlitischen Gefüge, wie es in den
bekannten warmgewalzten Baustählen (St 37 bis St 52)
vorliegt, angehoben. Bei ähnlich guter Eignung wie bei
den bekannten Baustählen für eine Direktverarbeitung zu
geometrisch anspruchsvoll umgeformten Endprodukten,
bietet die höhere Festigkeit die Möglichkeit zur
Dickenreduktion und damit zur Gewichtseinsparung.
Ein solcher Stahl erreicht nicht nur das gute
Festigkeitsniveau bekannter siliziumlegierter
Dualphasenstähle sondern weist nach Abschluß der
Warmumformung verbesserte Oberflächenqualität auf, wie
sie z. B. für Radscheiben von Kraftfahrzeugen gefordert
wird, die durch Kaltumformung des warmgewalzten Stahls
erzeugt werden.
Zusätzlich können dem Stahl folgende weitere Elemente bis
zu den angegebenen Mengen (in Masse-%) zulegiert werden:
bis 0,05% Titan
bis 0,8% Chrom
bis 0,5% Molybdän
bis 0,8% Kupfer
bis 0,5% Nickel.
bis 0,8% Chrom
bis 0,5% Molybdän
bis 0,8% Kupfer
bis 0,5% Nickel.
Ein derartiger anstelle von Silizium mit Aluminium
legierter Stahl erreicht eine Bruchdehnung
A₅ < 34% bei einem Zugfestigkeitswert
Rm = 500 N/mm² und eine Bruchdehnung A₅ < 24% bei einem
Zugfestigkeitswert von 700 N/mm², d. h. das Produkt Rm · AS
liegt sicher über 16.000 N/mm²·% sowohl in
Walzquerrichtung als auch in Walzlängsrichtung.
Kennzeichen des erfindungsgemäßen Stahls ist der
gegenüber bekannten Stählen mit 0,4-2,5% erheblich
erhöhte Gehalt an Aluminium. Dafür wurde erfindungsgemäß
der Gehalt an Silizium auf weniger als 0,2% begrenzt.
Bekannte Stähle dieses Typs hatten dagegen meist
Siliziumgehalte über 1%. Die erfindungsgemäß mit
Aluminium legierten Stähle weisen die erwünschte
perlitfreie Zwei- oder Mehrphasen-Gefügestruktur auf und
haben hervorragende Festigkeitseigenschaften. Vor allem
ist die Oberflächenqualität des warmverformten
Erzeugnisses wesentlich besser, als man dies von
siliziumlegierten Stählen bisher kannte. Aluminium stellt
bei einem Gehalt im Bereich von 0,4 bis 2,5% eine
umfangreiche Bildung von globularem Ferrit sicher. Die
Perlitbildung wird gegenüber siliziumlegierten Stählen
stärker verzögert und kann bei Einhaltung der
beanspruchten Verfahrensparameter sicher vermieden
werden.
Der Kohlenstoffgehalt liegt mit 0,05 bis 0,3% in dem für
gattungsgemäße Stähle üblichen Rahmen.
Mangan wird in einer Menge von 0,8 bis 3,0% zugegeben,
um die Perlitbildung zu vermeiden und um neben
Kohlenstoff den Austenit anzureichern. Mangan wirkt
mischkristallverfestigend und hebt das Festigkeitsniveau.
Die Gehalte an Kohlenstoff und Mangan sind unter den
Aspekten der Perlitvermeidung und Wirkung auf die
Ferritbildung innerhalb des durch das
Kohlenstoffäquivalent gesteckten Rahmens austauschbar.
Das Kohlenstoffäquivalent wird ermittelt zu:
Cäqu. = % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% Mo
Höhere Kohlenstoffäquivalenzwerte als 0,1% bedingen
höhere Aluminiumgehalte. Der Schnittpunkt des
Kohlenstoffäquivalenzwertes und des dazu passenden
Aluminiumwertes soll erfindungsgemäß in dem schraffierten
Bereich in der Fig. 1 liegen, um unter großtechnischen
Produktionsbedingungen einen Ferritanteil über 70% und
Unterdrückung der Perlitbildung sicherzustellen. Der
Kohlenstoffäquivalenzwert sollte zur Sicherstellung der
Schweißeignung auf max. 0,325 begrenzt werden.
Ein Zusatz von Titan bis 0,05% sichert die
Stickstoffabbindung und vermeidet die Ausbildung
gestreckter Mangansulfide.
Chrom in einer Menge bis 0,8% kann zur Verbesserung der
Martensitanlaßbeständigkeit und zur Vermeidung von
Perlitbildung zugesetzt werden.
Molybdän vergrößert in einer Menge bis 0,5% die
Spannbreite erfolgreicher Abkühlraten.
Kupfer und Nickel in einer Menge bis jeweils 0,5% können
zur Absenkung der Umwandlungstemperatur und zur
Vermeidung von Perlit beitragen.
Zur Beeinflussung der Einformung von Sulfiden ist eine
Behandlung der Metallschmelze mit Kalzium-Silizium
sinnvoll.
Die Warmwalzendtemperatur ET sollte im Bereich von
Ar3-50°C < ET < Ar3 + 100°C
liegen.
Die Ar3-Temperatur, die im Bereich von 750 bis 950°C
liegen soll, errechnet sich für Al-Gehalte bis 1% zu
Ar3 [°C] = 900 + 60% Al-60% Mn-300% C (Gl. 1)
Bei Aluminiumgehalten über 1 bis 2,5% gilt:
Ar3 [°C] = 900 + 100% Al-60% Mn-300% C (Gl. 2)
Beim Erzeugen von Warmband aus dem erfindungsgemäßen
Stahl sind erhöhte Warmwalzendtemperaturen gegenüber
bisher überwiegend nur bis 850°C zulässig. Das Walzen
bei höheren Walzendtemperaturen bewirkt einen positiven
Einfluß auf das Warmbandprofil. Das Walzen kann mit
geringeren Kräften erfolgen, und die Walzgeschwindigkeit
kann erhöht werden. Ein Pendeln des Vorbandes zur
Abkühlung vor der Fertigstaffel kann entfallen.
Insgesamt ergibt sich hieraus ein Produktivitätsgewinn.
Die Abkühlung von Warmwalzendtemperatur auf die zwischen
Raumtemperatur und 500°C liegende Haspeltemperatur
erfolgt beschleunigt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
von 15 bis 70 K/s.
Bei der Abkühlung von Warmwalzendtemperatur kann man bei
dem erfindungsgemäßen Verfahren im Bereich von Ar3 bis
Ar3-200°C durch Einlegen einer Kühlpause von 2 bis
30 s, in der die Abkühlrate unter 15 K/s liegt, die
Ferritbildung weiter fördern.
Fig. 2 zeigt eine schematische Darstellung der Erzeugung
von Warmband gekoppelt mit dem Abkühlungsverlauf des
erfindungsgemäßen Stahls beim und nach dem Warmwalzen.
Daraus ist erkennbar, daß der unerwünschte Eintritt in
das Perlitgebiet sicher vermieden werden kann, wenn die
angegebenen Bedingungen für die Warmwalzendtemperatur,
die Abkühlungsgeschwindigkeit und die Haspeltemperatur
eingehalten werden.
Ein erfindungsgemäßer Stahl A mit den Werten nach Tabelle
1 wurde auf eine Endbanddicke von 3,7 mm warmgewalzt mit
einer Warmwalzendtemperatur von 875°C. Die Abkühlung von
dieser Temperatur erfolgte mit 30 K/s auf die in Tabelle
2 angegebenen Haspeltemperaturen (HT). Die Eigenschaften
dieses erfindungsgemäßen Stahls A wurden nach DIN EN
10002 an Flachzugproben ermittelt.
Die Werte für die Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dehnung
und das Streckgrenzenverhältnis für die Lagen längs und
quer zur Walzrichtung sind in Tabelle 2 mitgeteilt.
Eine A-Probe wurde bei höherer Temperatur gehaspelt
(HT = 685°C). Diese war nicht perlitfrei und erreichte
nicht die geforderten Eigenschaften.
Zum Vergleich wurde in Tabelle 2 auch die entsprechenden
Festigkeitseigenschaften eines aus der DE 34 40 752 C2
bekannten Stahls B mit der Zusammensetzung nach
Tabelle 1 eingetragen.
Für den erfindungsgemäßen Stahl A wurde die
Haspeltemperatur zwischen 80°C und 350°C variiert. Die
dafür jeweils ermittelten Festigkeitskennwerte machen
deutlich, daß der erfindungsgemäße Stahl in dem gesamten
Haspelbereich sehr gute Eigenschaften hat, die denen des
bekannten siliziumlegierten Vergleichsstahls B mindestens
entsprechen.
In Tabelle 2 sind auch die mechanischen Eigenschaften
eines erfindungsgemäßen Stahls C der Zusammensetzung
gemäß Tabelle 1 mitgeteilt. Die Ergebnisse wurden an
einer Rundzugprobe von 4 mm Durchmesser ermittelt. Das
Warmwalzen wurde durch einen Flachstauchversuch
simuliert. Die Werte wurden in Längsrichtung
(Materialflußrichtung) gemessen. Die Haspeltemperatur lag
bei der ersten Probe bei 200°C und bei der zweiten Probe
bei 400°C. Auch dieser Stahl hat das günstige
mechanische Eigenschaftsspektrum; dazu aber noch bessere
Oberflächenqualität als der Stahl B.
Die in Tabelle 2 mitgeteilten Ergebnisse machen deutlich,
daß das Streckgrenzenverhältnis im gesamten Bereich der
Haspeltemperatur unter 0,8 liegt.
Claims (5)
1. Ferritischer Stahl, mit (in Masse-%)
0,05 bis 0,3% Kohlenstoff
0,8 bis 3,0% Mangan
0,4 bis 2,5% Aluminium
weniger als 0,2% Silizium
weniger als 0,08% Phosphor
weniger als 0,05% Schwefel
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
der bei einem Kohlenstoffäquivalent von größer als 0,1 bis 0,325 mit Cäqu. = % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% MoAluminium in einer Menge vonAl 7,6 · Cäqu.-0,36 Masse-%enthält.
0,05 bis 0,3% Kohlenstoff
0,8 bis 3,0% Mangan
0,4 bis 2,5% Aluminium
weniger als 0,2% Silizium
weniger als 0,08% Phosphor
weniger als 0,05% Schwefel
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
der bei einem Kohlenstoffäquivalent von größer als 0,1 bis 0,325 mit Cäqu. = % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% MoAluminium in einer Menge vonAl 7,6 · Cäqu.-0,36 Masse-%enthält.
2. Verfahren zur Herstellung eines Stahls nach
Anspruch 1 mit hoher Festigkeit, guter Kaltumformbarkeit
und Oberflächenbeschaffenheit im warmgewalzten Zustand
und guter Kaltwalzbarkeit mit einem überwiegend aus
voreutektoidem Ferrit und kleineren Anteilen an Martensit
und/oder Bainit und/oder Restaustenit bestehenden Gefüge,
der im Strang vergossen wird, mit einer Warmwalz-Anfangs
temperatur von über 1000°C und mit einer Warmwalz-End
temperatur (ET) im Bereich von
Ar3-50°C < ET < Ar3 + 100°Cwarmgewalzt wird, anschließend von der Warmwalz-
Endtemperatur (ET) mit einer Geschwindigkeit von 15 bis
70 K/s auf die Haspeltemperatur im Bereich unter 500°C
abgekühlt und gehaspelt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2,
dadurch gekennzeichnet, daß der
Stahl zusätzlich mit (in Masse-%)
bis 0,05% Titan
bis 0,8% Chrom
bis 0,5% Molybdän
bis 0,5% Kupfer
bis 0,8% Nickel
einzeln oder zu mehreren legiert wird.
bis 0,05% Titan
bis 0,8% Chrom
bis 0,5% Molybdän
bis 0,5% Kupfer
bis 0,8% Nickel
einzeln oder zu mehreren legiert wird.
4. Verfahren nach Anspruch 2,
dadurch gekennzeichnet, daß im
Temperaturbereich zwischen Ar3 und Ar3-200°C für die
Dauer von 2 bis 30 s eine Kühlpause eingelegt wird, in
der die Abkühlungsgeschwindigkeit kleiner als 15 K/s ist.
5. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 als
Werkstoff zur Herstellung von kaltumgeformten
Radscheiben.
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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EP96107884A EP0750049A1 (de) | 1995-06-16 | 1996-05-17 | Ferritischer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung |
TR97/01720T TR199701720T1 (xx) | 1995-06-16 | 1996-06-01 | Bir ferritik �elik ve bu �eli�in �retimi i�in y�ntem ve bu �eli�in kullan�m�. |
PCT/EP1996/002383 WO1997000332A1 (de) | 1995-06-16 | 1996-06-01 | Ferritischer stahl und verfahren zu seiner herstellung und verwendung |
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