DE60024495T2

DE60024495T2 - Stahl mit ausgezeichneter Schmiedbarkeit und Bearbeitbarkeit

Info

Publication number: DE60024495T2
Application number: DE60024495T
Authority: DE
Inventors: Masayuki Muroran City HASHIMURA; Hiroshi Muroran City HIRATA; Kohichi Muroran City ISOBE; Ken-ichiro Muroran City NAITO; Kenji Muroran City FUKUYASU
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-03-06
Filing date: 2000-09-07
Publication date: 2006-08-24
Anticipated expiration: 2020-09-08
Also published as: EP1264909A4; KR20020079945A; DE60024495D1; WO2001066814A1; KR100511652B1; EP1264909A1; EP1264909B1; US6858101B1; JP4267234B2

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft einen Stahl, der für Kraftfahrzeuge, allgemeine Maschinen usw. zum Einsatz kommt, und insbesondere einen Stahl mit ausgezeichneter Warmschmiedbarkeit und Bearbeitbarkeit bzw. Zerspanbarkeit.
Hintergrund der Technik
In den letzten Jahren kam es mit Fortschritten bei der Verfestigung von Stählen zur Beeinträchtigung ihrer Bearbeitbarkeit, weshalb Forderungen nach einem Stahl mit ausgezeichneter Schmiedbarkeit und Bearbeitbarkeit bzw. Zerspanbarkeit zunahmen. Verbreitete Maßnahmen zur Effizienzsteigerung beim Warmschmieden bestanden bisher darin, Einschlüsse zu verringern, Elemente zur Erhöhung der Warmzähigkeit zuzugeben und die Mengen von Elementen zu reduzieren, die die Warmzähigkeit bzw. Warmduktilität senken. Zudem war bekannt, daß die Zugabe von Elementen zur Verbesserung der Zerspanbarkeit, z. B. S und Pb, die Zerspanbarkeit wirksam verbessert. Da aber die zur Verbesserung der Zerspanbarkeit wirksamen Elemente die Warmzähigkeit beeinträchtigen, ist es schwierig, gute Warmschmiedbarkeit und gute Zerspanbarkeit zugleich zu erhalten. Beispielsweise geht man davon aus, daß Pb und Bi die Zerspanbarkeit verbessern, während sie einen vergleichsweise geringen negativen Einfluß auf die Schmiedbarkeit haben, aber bekanntlich die Warmzähigkeit beeinträchtigen. S verbessert die Zerspanbarkeit durch Bildung von Einschlüssen, z. B. MnS-Körnern, die unter Zerspanungsbedingungen erweichen, wobei aber die Körner von MnS groß im Vergleich zu den Körnern von Pb usw. sind, weshalb sie leicht zum Ausgangspunkt von Spannungskonzentration werden. Werden MnS-Körner durch Schmieden oder Walzen gestreckt, bewirken sie insbesondere Anisotropie mechanischer Eigenschaften, und die Stahlfestigkeit wird in einer spezifischen Richtung erheblich gesenkt. Aus diesem Grund muß die Anisotropie schon im Konstruktionsstadium beachtet werden. In diesem Fall ist daher eine Technologie zur Minimierung der durch die Elemente verursachten Anisotropie erforderlich, um Automateneigenschaften zu produzieren. Ferner verbessert P bekanntlich die Zerspanbarkeit, kann aber nicht in großer Menge zugegeben werden, da er leicht Risse beim Gießen verursacht, weshalb es eine Grenze für den Verbesserungseffekt von P auf die Zerspanbarkeit gibt. Einige Forscher vertreten die Auffassung, daß eine Zugabe von Te zur Lösung des Anisotropieproblems wirksam ist (z. B. JP-A-S55-41943), aber Te verursacht leicht Risse beim Gießen, Walzen und Schmieden.
Daneben offenbart die JP-A-S49-66522 eine Technologie, die anstrebt, die Zerspanbarkeit eines Stahls in einem breiten Bereich von Schnittgeschwindigkeiten von niedriger Schnittgeschwindigkeit bis hoher Schnittgeschwindigkeit durch Zugabe eines Desoxidationsmittels zu verbessern, das Zr und Ca enthält. Gleichwohl bleibt bei dieser Technologie das Bruchproblem ungelöst, das durch MnS-Körner verursacht wird, die beim Walzen oder Schmieden gestreckt werden.
Die JP-A-7-188846 offenbart einen Kohlenstoffstahl für Maschinen mit guter Schmiedbarkeit und Zerspanbarkeit, der einen höheren Zr-Gehalt als der erfindungsgemäße Stahl hat.
Angesichts dessen sind weitere technische Innovationen erforderlich, um sowohl hohe Warmzähigkeit als auch gute Bearbeitbarkeit bzw. Zerspanbarkeit gleichzeitig zu realisieren.
Offenbarung der Erfindung
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Stahl mit ausgezeichneter Warmzähigkeit und Bearbeitbarkeit bzw. Zerspanbarkeit bereitzustellen, um die o. g. Probleme zu überwinden.
Allgemein wird ein Stahl beim Walzen und Schmieden umgeformt, und als Ergebnis des plastischen Fließens während des Umformverfahrens tritt Anisotropie mechanischer Eigenschaften auf. Das Auftreten von Rissen als Ergebnis der Anisotropie begrenzt die Umformung durch Schmieden wesentlich. Daher ist es zur Schmiedbarkeitsverbesserung wirksam, solche Einschlüsse wie MnS-Körner möglichst sphärisch zu formen und dadurch die Anisotropie zu mindern. Ist ferner auch bei auftretender Anisotropie die Größe der Einschlüsse gering, sind die negativen Auswirkungen der Anisotropie minimiert. Dazu ist es erwünscht, eine chemische Stahlzusammensetzung so zu steuern, daß MnS, das die Zerspanbarkeit verbessert, in feinen Körnern dispergiert wird und deren Formen sphärisch bleiben.
Bei der Erfindung handelt es sich um einen Stahl mit ausgezeichneter Schmiedbarkeit und Zerspanbarkeit, der in Anspruch 1 festgelegt ist.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1(a) bis 1(c) sind Darstellungen zur Erläuterung der Positionen, aus denen die Prüfstücke zur Bewertung der Umformbarkeit durch Schmieden (warm und kalt) ausgeschnitten werden, sowie der Form der Prüfstücke.
2 ist eine Darstellung zur Erläuterung der Positionen, an denen Risse in einer Stauchprüfung auftreten.
3 ist eine Darstellung zur Erläuterung der Definition von Formänderung bei der Bewertung der Umformbarkeit durch Schmieden (Stauchprüfung).
4 ist ein Diagramm des Einflusses des S-Gehalts auf die Warmschmiedbarkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Beispiele.
5 ist ein Diagramm des Einflusses des S-Gehalts auf die Kaltschmiedbarkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Beispiele.
6 ist ein Diagramm des Einflusses des S-Gehalts auf die Warmumformbarkeit der in Tabelle 2 aufgeführten Beispiele.
7 ist ein Diagramm des Einflusses des S-Gehalts auf die Zerspanbarkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Beispiele.
8(a) ist ein Diagramm der Einflüsse des Zr-Gehalts auf die Kerbschlagzähigkeit in einer Kerbschlagprüfung, die Form von Sulfiden und ihre Anzahl, und 8(b) ist eine Darstellung der Position, aus der die Prüfstücke ausgeschnitten werden.
9 ist ein Diagramm der Einflüsse der Al-Zugabemenge auf die Form und Anzahl von Sulfiden, Warmschmiedbarkeit und Zerspanbarkeit.
10 ist ein Diagramm des Einflusses des Zr-Gehalts auf die Standzeit eines Schneidwerkzeugs.
Bevorzugte Ausführungsform der Erfindung
Zunächst wird die chemische Zusammensetzung eines erfindungsgemäßen Stahls erläutert.
C ist ein Element mit starkem Einfluß auf die Grundfestigkeit eines Stahlmaterials, und zum Erhalten ausreichender Festigkeit ist der Bereich seines Gehalts auf 0,1 bis 0,85 % festgelegt. Liegt sein Gehalt unter 0,1 %, wird keine ausreichende Festigkeit erhalten, weshalb andere Legierungselemente stärker zugegeben werden müssen. Übersteigt der Gehalt von C 0,85 %, liegt C in einem nahezu hypereutektoidischen Zustand vor, und harte Carbide scheiden in großer Menge aus, was die Zerspanbarkeit erheblich beeinträchtigt.
Si wird als desoxidierendes Element zugegeben, und seine Zugabe erfolgt zum Verfestigen von Ferrit und zum Gewährleisten der Anlaßbeständigkeit. In der Erfindung ist es auch als desoxidierendes Element unabdingbar. Liegt sein Gehalt unter 0,01 %, erhält man keine greifbaren Effekte, und übersteigt der Gehalt 1,5 %, versprödet der Stahl, und der Verformungswiderstand bei hoher Temperatur ist erhöht. Aus diesem Grund ist die Obergrenze für seinen Gehalt auf 1,5 % festgelegt.
Mn ist zum Fixieren und Dispergieren von Schwefel in einem Stahl in Form von MnS erforderlich. Außerdem ist Mn zur Verbesserung der Härtbarkeit und Gewährleistung der Festigkeit nach Abschreckung erforderlich, indem man es in der Matrix eines Stahls lösen läßt. Die Untergrenze für seinen Gehalt ist auf 0,05 % festgelegt, da S bei einem Mn-Gehalt unter 0,05 % FeS bildet und der Stahl versprödet. Bei großer Mn-Menge nimmt die Härte des Grundmetalls zu, was zur Beeinträchtigung der Kaltumformbarkeit führt, wozu kommt, daß sich seine Auswirkungen auf Festigkeit und Härtbarkeit sättigen. Aus diesem Grund ist die Obergrenze für Mn auf 2,0 % festgelegt.
Bei zunehmendem P-Gehalt in einem Stahl steigt die Härte des Grundmetalls, und nicht nur die Kaltumformbarkeit, sondern auch die Warmumformbarkeit und Gießeigenschaften sind beeinträchtigt. Daher muß seine Obergrenze auf 0,2 % festgelegt sein. Andererseits ist P ein Element, das zur Verbesserung der Zerspanbarkeit wirksam ist, weshalb die Untergrenze auf 0,003 % festgelegt ist.
S kombiniert sich mit Mn und liegt in einem Stahl in Form von MnS-Einschlüssen vor. Während MnS die Zerspanbarkeit verbessert, wirken die Körner von MnS beim Strecken als eine der Ursachen für die Anisotropie mechanischer Eigenschaften beim Schmieden, weshalb sein Gehalt unter Berücksichtigung des Grads der Anisotropie und des erforderlichen Zerspanbarkeitswerts gesteuert werden muß. Da andererseits S leicht Risse beim Warm- und Kaltschmieden verursacht, ist die Obergrenze für seinen Gehalt auf 0,5 % festgelegt. Seine Untergrenze ist auf 0,003 % festgelegt, da dies die Grenze ist, bei der keine erhebliche Zunahme der Produktionskosten durch die derzeitigen gewerblich anwendbaren Technologien auftritt.
Zr ist ein desoxidierendes Element und bildet ZrO₂ oder Zr-haltige Oxide (im folgenden gemeinsam Zr-Oxide genannt). Die Oxide gelten als ZrO₂, und da sie als Kerne für die Ausscheidung von MnS wirken, erhöhen sie die Stellen der MnS-Ausscheidung und dispergieren somit MnS-Körner gleichmäßig. Außerdem löst sich Zr in MnS, um Verbundsulfide zu bilden, und verringert dadurch die Verformbarkeit von MnS-Körnern und unterdrückt das Strecken von MnS-Körnern auch beim Walzen oder Warmschmieden. Daher ist Zr ein wirksames Element zur Verringerung der Anisotropie. Liegt sein Gehalt unter 0,0003 %, tritt keine spürbare Wirkung auf, aber bei Zugabe von 0,004 % oder mehr ist seine Ausbeute stark beeinträchtigt, wozu kommt, daß sich hartes ZrO₂, ZrS usw. in großen Mengen bilden und mechanische Eigenschaften, z. B. Zerspanbarkeit, Kerbschlagzähigkeit und Ermüdungseigenschaften, beeinträchtigt sind. Aus diesen Gründen ist der Zr-Gehalt so festgelegt, daß er im Bereich von 0,0003 bis 0,004 % liegt.
Bekanntlich können MnS-Körner durch Zugabe von Zr sphärisch gemacht werden; dazu existiert ein Beitrag in Tetsu-to-Hagané, Vol. 62, Nr. 7, Seite 893 (1976), in dem es heißt, daß bei Bildung eutektischer Einschlüsse aus MnS-Zr₃S₄ die Verformbarkeit von MnS sinkt und das Strecken von MnS-Körnern unterdrückt wird und daß zum Erhalten der Effekte Zr mit 0,02 % oder mehr für einen S-Gehalt von 0,07 % erforderlich ist. Gemäß diesen und anderen ähnlichen Feststellungen ist es wichtig, die Verbundsulfide zur Unterdrückung der Verformbarkeit von MnS zu bilden, wozu eine Zugabe von Zr in großer Menge erforderlich ist. Allerdings führt übermäßige Zr-Zugabe zur Bildung harter Nichtoxideinschlüsse, z. B. den Nitriden und Sulfiden von Zr, und zu den Clustern dieser Einschlüsse, was mechanische Eigenschaften und Zerspanbarkeit beeinträchtigt. Dies bedeutet, daß die Abnahme der Verformbarkeit von MnS durch die Zugabe von Zr in großer Menge zwangsläufig zu den negativen Auswirkungen der harten Einschlüsse und ihrer Cluster führt.
In der Erfindung wird dagegen der Rolle von Zr-Oxiden als Kernen von MnS-Ausscheidung und nicht ihrer Unterdrückungswirkung für die Verformbarkeit von MnS Beachtung geschenkt. Im Rahmen der Erfindung wurde ein Automatenstahl untersucht, wobei berücksichtigt wurde, daß auch bei Streckung von MnS-Körnern durch Walzen oder Schmieden dies keinen entscheidenden Nachteil für ein Stahlmaterial darstellt, solange MnS-Körner im Stahl fein dispergiert sind. Als Ergebnis der Untersuchungen wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß die Zr-Oxide, die durch Zr-Zugabe von höchstens 0,004 % gebildet werden, in feinen Körnern in einem Stahl dispergiert werden können und daß zusätzlich die Zr-Oxide leicht als Kerne von MnS-Ausscheidung wirken. Unter aktiver Ausnutzung dieser Feststellungen wurde im Rahmen der Erfindung ein Stahl mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften und hervorragender Zerspanbarkeit entwickelt, in dem MnS in feinen Körnern dispergiert ist.
Durch die Erfindung liegt Zr in einem Stahl als einfache Oxide oder Verbundoxide mit anderen Elementen vor, und die Oxide sind fein dispergiert und wirken leicht als Kerne der MnS-Ausscheidung im Stahl. Solange also Zr-Oxide ausschließlich als Kerne der MnS-Ausscheidung fein verteilt sind, ist es nicht notwendig, Zr in Relation zum S-Gehalt übermäßig zuzugeben. Daher werden harte Nichtoxideinschlüsse, z. B. die Nitride und Sulfide von Zr und die Cluster dieser Einschlüsse, hervorgerufen durch übermäßige Zr-Zugabe, nicht erzeugt, weshalb man die negativen Auswirkungen der Zr-Zugabe in gro ßer Menge, d. h. die Beeinträchtigung mechanischer Eigenschaften, z. B. Kerbschlagzähigkeit und Zerspanbarkeit, umgeht.
Al ist ein desoxidierendes Element und bildet Al₂O₃ in einem Stahl. Da Al₂O₃ hart ist, verursacht es Schäden an einem Schneidwerkzeug beim Zerspanen und beschleunigt dessen Verschleiß. Ferner wird bei Zugabe von Al die O-Menge verringert, und Zr-Oxide werden kaum erzeugt. Um außerdem ZrO₂ auch in feinen Körner gleichmäßig dispergieren zu lassen, ist es besser, kein Al zuzugeben. Die Zugabe von Al hat erhebliche Einflüsse auf die Zugabemenge und die Ausbeute von Zr sowie die Verteilung und Form von MnS-Körnern. Angesichts dessen ist die Zugabemenge von Al in der Erfindung auf höchstens 0,01 % begrenzt, um die Bildung von hartem Al₂O₃ zu unterdrücken und die Zr-Oxide in feinen Körnern gleichmäßig dispergieren zu lassen. Dadurch ist es möglich, die Zr-Zugabemenge erheblich zu senken und die Wirkung der Zr-Zugabe auf die Bildung von Zr-Oxiden, die als Kerne der MnS-Ausscheidung wirken, sowie den kombinierten Effekt mit MnS zu erhöhen.
Liegt O in Form von freiem Sauerstoff vor, bildet er Blasen bei der Abkühlung eines Stahls und verursacht Feinlunker. Kombiniert er sich mit Si, Al, Zr usw., werden harte Oxide gebildet, weshalb es notwendig ist, die O-Menge einzudämmen. In einem erfindungsgemäßen Stahl ist die Obergrenze für den O-Gehalt auf 0,02 % festgelegt, jene Menge, jenseits derer der Effekt der Feinverteilung von Zr-Oxiden verloren geht.
N härtet einen Stahl, wenn er im Stahl im Zustand fester Lösung vorliegt. Beim Zerspanen härtet N insbesondere einen Stahl nahe einer Schneidkante durch dynamische Reckalterung, was die Standzeit eines Schneidwerkzeugs verkürzt. Liegt N ferner in Form von Nitriden mit Ti, Al, V usw, vor, unterdrückt er die Bildung austenitischer Körner, weshalb es notwendig ist, den N-Gehalt einzudämmen. Bei hoher Temperatur bildet er insbesondere TiN, ZrN u. ä. Auch wenn keine Nitride gebildet werden, bewirkt N Blasenbildung beim Gießen, was zu Rissen und anderen Defekten führt. In der Erfindung ist die Obergrenze für den N-Gehalt auf 0,02 % festgelegt, jene Men ge, jenseits derer die negativen Auswirkungen von N auffällig werden.
Cr ist ein Element, um die Härtbarkeit zu erhöhen und einem Stahl Anlaßbeständigkeit zu verleihen. Aus diesem Grund wird Cr einem Stahl zugegeben, wenn hohe Festigkeit erforderlich ist. Um spürbare Effekte zu erhalten, ist es notwendig, mindestens 0,01 % Cr zuzugeben. Bei seiner Zugabe in großer Menge bilden sich aber Cr-Carbide und verspröden einen Stahl, weshalb die Obergrenze für seinen Gehalt auf 2,0 % festgelegt ist.
Ni verfestigt Ferrit und erhöht die Zähigkeit. Überdies ist es zur Erhöhung der Härtbarkeit und Korrosionsbeständigkeit wirksam. Liegt seine Zugabemenge unter 0,05 %, erhält man keine greifbare Wirkung, wogegen bei Zugabe über 2,0 % der Effekt zur Verstärkung der mechanischen Eigenschaften gesättigt ist. Daher ist die Obergrenze für seinen Gehalt auf 2,0 % festgelegt.
Mo ist ein Element, das einem Stahl Anlaßbeständigkeit verleiht und die Härtbarkeit erhöht. Liegt seine Zugabemenge unter 0,05 %, erhält man keine greifbare Wirkung, wogegen bei Zugabe über 1,0 % der Effekt gesättigt ist. Daher ist seine Zugabemenge im Bereich von 0,05 bis 1,0 % festgelegt.
B ist zur Verfestigung von Korngrenzen und Erhöhung der Härtbarkeit wirksam, wenn es sich im Zustand fester Lösung befindet. Bei seiner Ausscheidung scheidet es in Form von BN aus und ist zur Verbesserung der Zerspanbarkeit wirksam. Diese Effekte werden nicht spürbar, wenn die Zugabemenge von B unter 0,0005 % liegt, aber bei Zugabe von 0,004 % oder mehr sättigen sich die Effekte, und scheidet eine übermäßige Menge von BN aus, sind die mechanischen Eigenschaften eines Stahls beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist seine Zugabemenge im Bereich von 0,0005 % bis unter 0,004 % festgelegt.
V bildet Carbonitride und verfestigt einen Stahl durch sekundäres Ausscheidungshärten. Beträgt sein Gehalt 0,05 % oder weniger, tritt keine Verfestigungswirkung auf, und wird es mit über 1,0 % zugegeben, scheiden Carbonitride in großer Menge aus, was mechanische Eigenschaften verschlechtert. Da her ist 1,0 % als Obergrenze für seinen Gehalt festgelegt. Zu beachten ist, daß eine V-Zugabe über 0,2 % erwünscht ist.
Solche Elemente wie V, Nb und Ti bilden Nitride, Carbide, Carbonitride usw. in einem Stahl. Da die Körner dieser Verbindungen das Wachstum austenitischer Körner unterdrücken, indem sie als Verankerungs- bzw. Pinningkörner wirken, werden diese Elemente oft zur Steuerung der Austenitkorngröße verwendet, wenn ein Stahl auf eine Temperatur erwärmt wird, die gleich oder größer als seine Transformationstemperatur beim Schmieden oder bei Wärmebehandlung ist. Ihre Ausscheidungstemperaturen unterscheiden sich voneinander, aber angesichts der Genauigkeit der Temperatursteuerung bei einer industriell angewendeten Wärmebehandlung ist es notwendig, den Pinningeffekt im möglichst breiten Temperaturbereich zu erhalten und dadurch die Austenitkorngröße zu steuern. Beim Warmschmieden variiert insbesondere die Temperatur an jeder Position eines Werkstücks während der Abkühlung je nach Form des Werkstücks stark.
Während Nb und Ti Ausscheidungen bei vergleichsweise hoher Temperatur bilden, bildet V die Ausscheidungen von Carbiden bei einer geringeren Temperatur als Nb oder Ti, weshalb es bevorzugt ist, V zuzugeben. Wird ausschließlich V zugegeben, kann der o. g. Effekt durch Steuern der Zugabemenge von über 0,2 % bis 1 % erhalten werden. Ferner können durch Verwendung von Nb und/oder Ti in Kombination mit V die Ausscheidungen mit der am stärksten geeigneten Körngröße als Pinningkörner in einem Stahl gleichmäßig dispergiert werden.
Bei Zugabe mehrerer der o. g. Elemente in Kombination kann die Austenitkorngröße auch dann gesteuert werden, wenn die Zugabemenge von V kleiner als bei einzelner Zugabe von V ist, und der o. g. Effekt läßt sich auch dann erhalten, wenn die geringste Zugabemenge von V 0,05 % beträgt.
Aus diesem Grund ist die Untergrenze für die Zugabemenge von V auf 0,05 % festgelegt, wenn Nb und/oder Ti zusammen mit V zugegeben wird (werden).
Nb bildet ebenfalls Carbonitride und verfestigt einen Stahl durch sekundäre Ausscheidungshärtung. Bei Zugabe von höchstens 0,005 % ist es zur Verfestigung eines Stahls unwirksam, und bei Zugabe über 0,2 % scheiden Carbonitride in großer Menge aus und beeinträchtigen mechanische Eigenschaften recht stark. Daher ist die Obergrenze für Nb auf 0,2 % festgelegt. Ti bildet auch Carbonitride und verfestigt einen Stahl. Außerdem ist Ti ein desoxidierendes Element und verbessert die Zerspanbarkeit durch Bildung weicher Oxide. Bei einer Zugabemenge von höchstens 0,005 % erhält man keine greifbare Wirkung, und bei Zugabe über 0,1 % sättigt sich der Effekt. Daneben bildet Ti Nitride auch bei hoher Temperatur und unterdrückt dadurch das Wachstum austenitischer Körner. Angesichts dessen ist die Obergrenze für Ti auf 0,1 % festgelegt. Ca ist ein desoxidierendes Element und verbessert die Zerspanbarkeit durch Bildung weicher Oxide. Überdies löst sich Ca in MnS, senkt die Verformbarkeit von MnS-Körnern und hat dadurch eine Funktion zum Unterdrücken der Streckung von MnS-Körnern auch beim Walzen oder Warmschmieden. Daher ist Ca ein wirksames Element zur Senkung der Anisotropie mechanischer Eigenschaften. Liegt seine Zugabemenge unter 0,0002 %, ist seine Wirkung unerheblich, und übersteigt die Zugabemenge 0,005 %, wird nicht nur die Ausbeute signifikant gesenkt, sondern es bildet sich auch hartes CaO in großer Menge, und die Zerspanbarkeit ist recht stark beeinträchtigt. Aus diesen Gründen ist der Bereich für den Ca-Gehalt auf 0,0002 bis 0,005 % festgelegt.
Mg ist ein desoxidierendes Element und bildet Oxide. Die Oxide wirken als Kerne der MnS-Ausscheidung und haben einen Effekt zum gleichmäßigen Dispergieren von MnS in feinen Körnern. Dadurch ist es ein wirksames Element zur Verringerung der Anisotropie. Liegt seine Zugabemenge unter 0,0003 %, ist seine Wirkung unerheblich, und übersteigt die Zugabemenge 0,005 %, sättigt sich der Effekt, und die Ausbeute sinkt drastisch. Daher ist der Bereich für den Mg-Gehalt auf 0,0003 bis 0,005 % festgelegt.
Te ist ein Element zur Verbesserung der Zerspanbarkeit. Ferner hat Te die Funktion, die Verformbarkeit von MnS-Körnern zu senken und das Strecken von MnS-Körnern zu unterdrücken, indem es MnTe bildet oder mit MnS gemeinsam vorliegt. Daher ist es ein wirksames Element zur Anisotropieverringerung.
Liegt seine Zugabemenge unter 0,0003 %, zeigt sich keine spürbare Wirkung, und übersteigt die Zugabemenge 0,005 %, verursacht es leicht Risse beim Gießen.
Bi und Pb sind Elemente, die beim Verbessern der Zerspanbarkeit wirksam sind. Der Effekt ist nicht spürbar, wenn ihre jeweilige Zugabemenge unter 0,05 % liegt, und übersteigt die Zugabemenge 0,5 %, ist nicht nur der die Zerspanbarkeit verbessernde Effekt gesättigt, sondern auch die Warmgießeigenschaften sind beeinträchtigt, und es treten leicht Risse auf. Weiterhin sind in der Erfindung neben der zuvor erläuterten chemischen Zusammensetzung das mittlere Seitenverhältnis und das maximale Seitenverhältnis von MnS-Körnern, die maximale Größe von MnS-Körnern und die Anzahl von MnS-Körnern je Schnittflächeneinheit (1 mm²) wichtige Faktoren. Notwendig ist eine Steuerung des mittleren Seitenverhältnisses von MnS-Körnern auf höchstens 10, ihres maximalen Seitenverhältnisses auf höchstens 30, ihrer maximalen Korngröße (μm) auf höchstens 110 × [S%] + 15 und ihrer Anzahl je mm² auf mindestens 3.800 × [S%] + 150.
Die Gründe, weshalb das mittlere Seitenverhältnis von MnS-Körnern höchstens 10 und ihr maximales Seitenverhältnis höchstens 30 betragen dürfen, sind folgende: Gemäß 8(a) und 9 tendiert das Seitenverhältnis dazu, größer zu sein, wenn die Anfangskorngröße von MnS groß wird. Wie später im Beispiel erläutert wird, ist bei großem Seitenverhältnis die Anisotropie von Materialeigenschaften erhöht, und die Kerbschlagzähigkeit in Schnittrichtung ist verringert, was die Ermüdungsfestigkeit beeinträchtigt. Da ein Werkstück beim Schmieden stark variierter Verformung unterzogen wird, wirken durch die Verformung gestreckte MnS-Körner oft als Bruchauslösungspunkte. Beträgt in einer solchen Situation das mittlere Seitenverhältnis von MnS-Körnern 20 oder mehr, wird die durch die gestreckten MnS-Körner verursachte Bruchverhaltensbeeinträchtigung auffällig. Übersteigt ferner das maximale Seitenverhältnis der MnS-Körner 30, wird die durch die gestreckten MnS-Körner verursachte Bruchverhaltensbeeinträchtigung auffällig.
Die Gründe, weshalb die maximale Korngröße (μm) von MnS höchstens 110 × [S%] + 15 ist und die Anzahl der MnS-Körner je mm² mindestens 3.800 × [S%] + 150 ist, sind folgende: Bekanntlich wirken MnS-Körner leicht als Bruchauslösungspunkte, da sie zu Stellen von Spannungskonzentration werden, und insbesondere hat die Größe einen starken Einfluß auf dieses Phänomen. Andererseits wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß während die Zerspanbarkeit proportional zum S-Gehalt verbessert war, der Größeneinfluß von MnS-Körnern auf Zerspanbarkeit nicht so signifikant wie auf Bruch war. Aus diesem Grund ist unter den Stählen mit gleichem S-Gehalt ein Stahl mit einer großen Anzahl in ihm dispergierter kleiner MnS-Körner in Bruchverhalten und Schmiedbarkeit einem Stahl mit einer kleineren Anzahl in ihm dispergierter großer MnS-Körner überlegen, obwohl ihre Zerspanbarkeit gleich ist. Außerdem wurde im Rahmen der Erfindung ermittelt, daß obwohl der o. g. Effekt durch den S-Gehalt beeinflußt wurde, die Zerspanbarkeit proportional zur Zugabemenge von S gewährleistet werden konnte, während die Beeinträchtigung von Schmiedbarkeit und Bruchverhalten minimiert werden konnte, sofern die maximale Korngröße (μm) von MnS so gesteuert war, daß sie höchstens 110 × [S%] + 150 betrug, und die Anzahl der MnS-Körner je mm² mindestens 3.800 × [S%] + 150 betrug, was 8(a) und 9 zeigen. Übersteigt dagegen die maximale Korngröße (μm) von MnS 110 × [S%] + 15 oder ist die Anzahl der MnS-Körner kleiner als 3.800 × [S%] + 150, sind Bruchverhalten und Schmiedbarkeit schlecht.
MnS-Einschlüsse werden mit Hilfe eines Bildverarbeitungssystems untersucht, und die folgenden Aspekte werden für jedes MnS-Korn berechnet: Kreisäquivalenzdurchmesser (R), Länge in Walzrichtung (L), Dicke in Radialrichtung (H) und Seitenverhältnis (L/H). Ein Bildverarbeitungssystem digitalisiert ein optisch erhaltenes Bild unter Verwendung einer CCD-Kamera, womit die Größe eines MnS-Korns, die von MnS-Körnern belegte Fläche usw. gemessen werden können. Fünfzig Beobachtungsfelder, wobei jedes Beobachtungsfeld 9.000 μm² groß ist, werden unter 500-facher Vergrößerung wiederholt gemessen. Mit dem Bildverarbeitungssystem ist es möglich, die Maximal- und Mit telwerte aller o. g. Meßaspekte im Hinblick auf MnS-Körner zu berechnen. Hierbei ist das mittlere Seitenverhältnis der Mittelwert der Seitenverhältnisse aller MnS-Körner, und das maximale Seitenverhältnis ist der größte Wert unter allen gemessenen Seitenverhältnissen.
Die Größe eines MnS-Korns ist der Durchmesser in der Berechnung durch Umwandeln der Fläche des mit dem Bildverarbeitungssystem gemessenen MnS-Korns in einen Kreis, d. h. der sogenannte Kreisäquivalenzdurchmesser, und die Anzahl von MnS-Körnern je mm² ist der Quotient der Anzahl von MnS-Körnern in einer gemessenen Fläche dividiert durch die Fläche (mm²) der Messung.
Beispiele
Im folgenden werden die Effekte der Erfindung anhand von Beispielen erläutert. Die in Tabelle 1 aufgeführten Beispiele wurden hergestellt, indem Stähle in einem 2-t-Vakuumschmelzofen geschmolzen, zu Knüppeln gewalzt und dann weiter zu Stäben mit 60 mm Durchmesser gewalzt wurden. Warmstauchprüfstücke zur Warmumformbarkeitsbewertung und Kaltstauchprüfstücke zur Kaltumformbarkeitsbewertung wurden nach dem Walzen ausgeschnitten und einer Stauchprüfung unterzogen. Einige der gewalzten Stahlmaterialien wurden zur Wärmebehandlung auf 1200 °C erwärmt, dann in Normalatmosphäre abkühlen gelassen und anschließend einer Zerspanungsprüfung unterzogen.
In der Erfindung wurde der Gehalt von Zr in einem Stahl wie folgt analysiert: Proben wurden auf die gleiche Weise wie im Verfahren gemäß Anhang 3 der Japanischen Industrienorm (JIS) G 1237-1997 behandelt, wonach der Zr-Gehalt in einem Stahl durch ICP (Atomemissionsspektrometrie mit induktiv gekoppeltem Plasma) auf die gleiche Weise wie die Messung des Nb-Gehalts in einem Stahl gemessen wurde. Bei den zur Messung im Beispiel der Erfindung verwendeten Proben handelte es sich um 2 g für jede Stahlgüte, und die Kalibrierkurven für die ICP waren so festgelegt, daß sie zur Messung sehr kleiner Zr-Mengen geeignet waren, d. h. Zr-Lösungen mit unterschiedlichen Zr-Konzentrationen wurden hergestellt, indem eine Standardlösung von Zr so verdünnt wurde, daß die Zr-Konzentrationen von 1 bis 200 ppm variierten, und die Kalibrierkurven wurden durch die Messung der Zr-Konzentrationen der verdünnten Lösungen erstellt. Hierbei beruhten die der ICP-Messung gemeinsamen Verfahren auf JIS K 0116-1995 (General Rules for Atomic Emission Spectrometry) und JIS Z 8002-1991 (General Rules regarding Tolerances in Analyses and Tests).
1 zeigt Darstellungen zur Erläuterung der Positionen, aus denen die Prüfstücke zur Bewertung der Umformbarkeit durch Schmieden (warm und kalt) ausgeschnitten werden, sowie der Form der Prüfstücke. Ein Prüfstück 3 für eine Warmstauchprüfung gemäß 1(b) und ein Prüfstück 4 für eine Kaltstauchprüfung mit einer Kerbe 5 gemäß 1(c) wurden aus den Positionen 1 in 1(a) so ausgeschnitten, daß die langen Achsen von MnS-Körnern 2 in einem Stahl in Längsrichtung der Prüfstücke lagen.
2 ist eine Darstellung zur Erläuterung der Positionen, an denen Risse in einer Stauchprüfung auftreten. Wird bei der Stauchprüfung ein Prüfstück 7 unter einer Last 6 verformt, wird eine Zugspannung um die Peripherie in Umfangsrichtung gemäß 2 erzeugt. In diesem Fall wirken MnS-Körner in einem Stahl oft als Bruchausgangspunkte, wodurch sich Risse 8 entwickeln. Die Umformbarkeit beim Schmieden läßt sich durch die Stauchprüfung der Teststücke bewerten, die wie zuvor ausgeschnitten wurden.
Ein Prüfstück für die Warmstauchprüfung mit 20 mm Durchmesser und 30 mm Länge und einem darin eingebetteten Thermoelement wurde durch Hochfrequenzerwärmung auf 1000 °C erwärmt und 3 s nach Erwärmung einer Stauchschmiedeverformung unterzogen. Die Prüfstücke wurden unter unterschiedlichen Formänderungen geschmiedet, und die Formänderung, die Risse entwickelte, wenn die Prüfstücke aus der Form 9, vor Verformung zur Form 10, nach Verformung gemäß 3 geschmiedet wurden, wurde als kritische Formänderung gemessen. Hierbei ist eine Formänderung die sogenannte Nennformänderung in der Festlegung durch die folgende Gleichung (1): ε = (H0 – H)/H0 (1),wobei ε eine Formänderung, H₀ die Höhe eines Prüfstücks vor Verformung und H die Höhe des Prüfstücks nach Verformung ist.
Tabelle 1 zeigt die zur Bewertung der Umformbarkeit verwendeten Beispiele. Die Erfindungsbeispiele 1 bis 3 und 5 in Tabelle 1 sind aus Stählen auf der Grundlage von S45C hergestellt, die unterschiedliche Mengen von S enthalten. Die Vergleichsbeispiele 6 bis 10 sind aus Stählen ohne Zr-Zugabe hergestellt. Die Vergleichsbeispiele 11 und 12 sind aus Stählen hergestellt, die eine große Al-Menge enthalten, ohne Zugabe von Zr, aber mit Zugabe von Pb. Die Vergleichsbeispiele 13 und 14 sind aus Stählen hergestellt, die Zr, eine große Al-Menge und unterschiedliche S-Mengen enthalten. Im Vergleichsbeispiel 15 ist eine große Menge von Al zugegeben, Zr dagegen nicht. Vergleicht man die Beispiele mit gleichem S-Gehalt, haben die Pb-haltigen Vergleichsbeispiele 11 und 12 eine schlechtere Warmschmiedbarkeit. Unter den Beispielen mit höheren Gehalten von S, sind die Erfindungsbeispiele 2, 3 und 5, denen Zr zugegeben ist, den Vergleichsbeispielen 7 bis 10 überlegen. Ist gemäß den Vergleichsbeispielen 14 und 15 ferner der S-Gehalt hoch und ist auch der Al-Gehalt hoch, ist die Warmumformbarkeit verglichen mit den Erfindungsbeispielen schlecht unabhängig davon, ob Zr zugegeben ist.
4 ist ein Diagramm, das den Einfluß des S-Gehalts auf die Warmschmiedbarkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Beispiele zeigt.
Eine Kaltstauchprüfung wurde zur Bewertung der Kaltumformbarkeit durchgeführt. Gemäß 1 ausgeschnittene Materialien wurden bei 850 °C abgeschreckt, dann 12 h bei 700 °C weichgeglüht, wonach Kaltstauchprüfstücke mit 7 mm Durchmesser und 14 mm Länge mit einer 2-mm-Kerbe durch Zerspanungsarbeit hergestellt wurden. 5 zeigt das Meßergebnis der kritischen Formänderungen der Beispiele 1 bis 15 bei Kaltumformung. Die Definition einer Formänderung ist die gleiche, die durch Gleichung (1) festgelegt ist.
Gleichermaßen zeigt Tabelle 2 die Beispiele, in denen V zu S45C zugegeben ist, um Austenitkörner zu verfeinern und die Festigkeit zu verbessern. 6 zeigt das Bewertungsergebnis der Warmschmiedbarkeit der Beispiele von Tabelle 2 bei 1000 °C. Hierbei wird die Warmschmiedbarkeit mit zunehmender S-Menge beeinträchtigt, und vergleicht man die Beispiele mit gleichem S-Gehalt, zeigen die Erfindungsbeispiele 17 und 19 bessere Warmschmiedbarkeit als die Vergleichsbeispiele 22 bis 25.
7 zeigt das Bewertungsergebnis der Zerspanbarkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Beispiele. Bewertet wurde die Zerspanbarkeit durch Anwenden einer Bohrprüfung unter den Bedingungen gemäß Tabelle 3 und durch die maximale Schneidgeschwindigkeit, bei der ein Bohrwerkzeug bis zu einer kumulativen Bohrtiefe von 1000 mm verwendet werden konnte, ohne das Werkzeug zu wechseln (sogenannte Prüfung VL1000).
Tabelle 3
Je größer gemäß 7 der S-Gehalt ist, um so besser ist die Zerspanbarkeit. Vergleicht man aber die Beispiele mit gleichem S-Gehalt, sind die Beispiele, denen eine größere Al-Menge zugegeben ist (die Beispiele 13 bis 15) in der Zerspanbarkeit den Beispielen unterlegen, bei denen der Al-Gehalt im Bereich der Erfindung gesteuert ist. Liegt der Al-Gehalt im Bereich der Erfindung, zeigen beim Vergleich der Beispiele mit und ohne Zugabe von Zr die die gleiche S-Menge enthaltenden Beispiele den gleichen Grad von Zerspanbarkeit unabhängig von einer Zr-Zugabe bei jedem Wert des S-Gehalts. Im Vergleich mit den Beispielen 11 und 12, denen Pb zugegeben ist, zeigt dann das Beispiel 2 den gleichen Zerspanbarkeitsgrad wie das Beispiel 11, aber im Hinblick auf die Warmumformbarkeit ist das Beispiel 2 besser als das Beispiel 11 gemäß 4. Gleichermaßen zeigt im Vergleich zwischen den Beispielen 3 und 12 das Erfindungsbeispiel 3 bessere Warmumformbarkeit als das Beispiel 12, obwohl beide den gleichen Zerspanbarkeitsgrad zeigen. Wie zuvor nachgewiesen wurde, ist die Erfindung wirksam, sowohl gute Warmumformbarkeit als auch gute Zerspanbarkeit zu erhalten.
Ein ähnlicher Effekt zeigt sich in den Beispielen, denen V zur Festigkeitserhöhung zugegeben ist; wie das zahlenmäßige Ergebnis der Zerspanbarkeitsbewertung gemäß Tabelle 2 ausweist, zeigen die Erfindungs- und Vergleichsbeispiele mit gleicher S-Menge den gleichen Zerspanbarkeitsgrad. Daraus geht hervor, daß durch die Erfindung sowohl gute Schmiedbarkeit als auch gute Zerspanbarkeit auch dann erhalten werden können, wenn die Stahlfestigkeit erhöht ist.
Tabelle 4 zeigt die Beispiele mit unterschiedlichen Zr-Gehalten. Die Beziehung zwischen mechanischen Eigenschaften und Zr-Gehalt wurde an den Beispielen gemäß Tabelle 4 und den Beispielen 2 und 3 untersucht. 8(a) zeigt die Kerbschlagzähigkeit, das Seitenverhältnis der Sulfidkörner und die Anzahl der Sulfidkörner je Flächeneinheit in Relation zum Zr-Gehalt. Die Prüfstücke für die Kerbschlagprüfung wurden gemäß 8(b) ausgeschnitten, wobei L den Fall bezeichnet, in dem ein Prüfstück längs ausgeschnitten wurde, und C den Fall, in dem ein Prüfstück in Schnittrichtung ausgeschnitten wurde. Während bei Nichtzugabe von Zr die Kerbschlagzähigkeit in Walzrichtung gut ist, ist sie in Schnittrichtung sehr gering. Je größer der Gehalt von S ist, um so auffälliger ist diese Tendenz. Obwohl dagegen bei Zugabe von Zr die Kerbschlagzähigkeit in Walzrichtung etwas sinkt, verbessert sie sich in Schnittrichtung erheblich. Grund dafür ist vermutlich die Dispersion feiner Sulfidkörner und die Verbesserung des Seitenverhältnisses. Ist insbesondere die Anzahl von Sulfidkörnern groß und sind die Körner fein und gut verteilt, sind auch bei Vorhandensein von Sulfidkörnern mit großen Seitenverhältnissen ihre negativen Auswirkungen auf mechanische Eigenschaften unterdrückt, vermutlich wegen der kleinen Größe der Sulfidkörner.
Ferner zeigt Tabelle 5 die unterschiedliche Mengen von Al enthaltenden Beispiele. Wie zuvor erwähnt, sinkt die Zerspanbarkeit mit zunehmendem Al-Gehalt. In Verbindung damit wurde zur Klärung der Effekte des Al-Gehalts der Einfluß der Al-Menge auf die Form von Sulfidkörnern mit Hilfe der Beispiele in Tabelle 5 sowie der Beispiele 2 und 27 untersucht, und das Ergebnis ist in 9 gezeigt. Übersteigt in den Stählen, denen eine sehr kleine Zr-Menge zugegeben ist, der Al-Gehalt 0,01 %, nimmt die Anzahl von Sulfidkörnern ab, und gleichzeitig nimmt ihr Seitenverhältnis zu und außerdem sinkt die kritische Formänderung in der Warmstauchprüfung. Ferner ist mit zunehmendem Al-Gehalt die Zerspanbarkeit im Hinblick auf VL1000 erheblich reduziert. Aus diesem Grund ist der Al-Gehalt in der Erfindung auf höchstens 0,01 % festgelegt.
Tabelle 6 zeigt die Beispiele, an denen die Einflüsse der anderen Elemente untersucht werden. Die Verfahren zur Herstellung der Prüfstücke und Bewertung der Warmumformbarkeit und Zerspanbarkeit der Beispiele sind die gleichen wie die der Beispiele gemäß Tabelle 1. Die Tabellen 6, 6-1, 6-2 und 6-3 zeigen die kritische Warmformänderung und Zerspanbarkeit der Beispiele 41 bis 72, denen verschiedene Legierungselemente zugegeben sind. Die Vergleichsbeispiele in diesen Tabellen haben eine erheblich schlechtere kritische Warmformänderung als die Erfindungsbeispiele, was aber nicht so stark für die Zerspanbarkeit gilt. Wie die Beispiele 73 bis 78 in diesen Tabellen zeigen, sind die Erfindungsbeispiele den Vergleichsbeispielen auch dann überlegen, wenn die Grundfestigkeit der Stähle durch Steuerung des C-Gehalts geändert ist. Die Beispiele 79 und 80 in den Tabellen 6-1 und 6-3 sind die Vergleichsbeispiele, in denen die Mengen von Gesamt-O und Gesamt-N jeweils außerhalb der Bereiche der Erfindung liegen, und sie sind dem Erfindungsbeispiel 2 sowohl in kritischer Formänderung als auch in Zerspanbarkeit unterlegen. Wie zuvor erläutert, sind die Beispiele in den Bereichen der Erfindung den Vergleichsbeispielen mit gleichem S-Gehalt sowohl in Warmumformbarkeit als auch in Zerspanbarkeit überlegen.
Tabelle 6-2

* außerhalb des Schutzumfangs der Erfindung

Tabelle 6-3

* außerhalb des Schutzumfangs der Erfindung

10 zeigt das Bewertungsergebnis der negativen Auswirkungen auf die Zerspanbarkeit im Hinblick auf VL1000 (maximale Schneidgeschwindigkeit, bei der ein Bohrer bis zu einer kumulativen Bohrtiefe von 1000 mm ohne Bohrerwechsel verwendet werden kann), ein Indikator der Standzeit eines Bohrers. In der Darstellung wird klar, daß bei Zugabe von Zr in großer Menge die Zerspanbarkeit beeinträchtigt ist. Außerdem wird aus 8 deutlich, daß übermäßige Zugabe von Zr zur Bildung der Cluster aus ZrN, ZrS usw. führt und bewirkt, daß die Kerbschlagzähigkeiten sinken, obwohl das Seitenverhältnis von MnS-Körnern gut ist.
Zu beachten ist, daß die Zahlen in 4 bis 10 den Nummern der Beispiele entsprechen.
Gewerbliche Anwendbarkeit
Die Erfindung ermöglicht die Bereitstellung eines Stahls mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit, hervorragenden mechanischen Eigenschaften wie auch ausgezeichneter Bearbeitbarkeit bzw. Zerspanbarkeit aufgrund der zuvor erläuterten Maßnahmen. Insbesondere ist die Technologie der Erfindung sowohl auf wärmebehandelte als auch auf nicht wärmebehandelte Stähle wirksam anwendbar, da sie durch eine Wärmebehandlung, eine Mikrostruktur usw. nicht erheblich beeinflußt wird und auf der Steuerung der Form von Sulfidkörnern beruht. Auch im Hinblick auf die Umformbarkeit ist die Erfindung nicht nur zum Warmschmieden, sondern auch zum Kaltschmieden effektiv, weshalb sie für vielfältige Stähle wirksam ist, für die gute Umformbarkeit durch Schmieden, gute mechanische Eigenschaften und gute Bearbeitbarkeit bzw. Zerspanbarkeit erforderlich sind.

Claims

Stahl mit ausgezeichneter Schmiedbarkeit und Bearbeitbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl massebezogen enthält: C: 0,1 bis 0,85 %, Si: 0,01 bis 1,5 %, Mn: 0,05 bis 2,0 %, P: 0,003 bis 0,2 %, S: 0,003 bis 0,5 % und Zr: 0,0003 bis 0,0040%; wobei die folgenden Stahlkomponenten jeweils in den folgenden Bereichen massebezogen gesteuert sind: Al: höchstens 0,01 % Gesamt-O: höchstens 0,02 % und Gesamt-N: höchstens 0,02 %; wobei das mittlere Seitenverhältnis von MnS-Körnern höchstens 10 beträgt und ihr maximales Seitenverhältnis höchstens 30 beträgt; optional eine oder mehrere Komponenten aus Cr: 0,01 bis 2,0 %, Ni: 0,05 bis 2,0 %, Mo: 0,05 bis 1,0 %, V: 0,05 bis 1,0 %, Nb: 0,005 bis 0,2 % Ti: 0,005 bis 0,1 %, Ca: 0,0002 bis 0,005 %, Mg: 0,0003 bis 0,005 %, Te: 0,0003 bis 0,005 %, Bi: 0,05 bis 0,5 %, Pb: 0,01 bis 0,5 % und B: mindestens 0,0005 % bis weniger als 0,004 %, und der Rest der Stahlkomponenten aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
Stahl mit ausgezeichneter Schmiedbarkeit und Bearbeitbarkeit nach Anspruch 1, wobei die maximale Korngröße (μm) von MnS höchstens 110 × [S%] + 15 beträgt und die Anzahl der MnS-Körner je mm² mindestens 3.800 × [S%] + 150 beträgt.