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Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft
einen auf Ferrit basierenden Stahl und ein Herstellungsverfahren
dafür.
Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einen feinen auf
Ferrit basierenden Stahl, welcher ein auf Ferrit basierender Stahl
ist, der in verschiedenen Formen wie etwa als Stahlstab, Stahlstück, Stahlblech
und Stahlplatte als Strukturstähle
usw. verwendet wird, und eine hohe Festigkeit und eine hohe Ermüdungsbeständigkeit
bzw. eine lange Zeitschwingfestigkeit besitzt, und ein Herstellungsverfahren
dafür.
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Hintergrund der Erfindung
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Bisher ist als ein Verfahren zur
Verfestigung eines Stahlmaterials ein Mischkristallverfestigungsverfahren,
ein Verfestigungsverfahren durch eine Sekundärphase durch Bilden eines Verbundstoffs
mit Martensit usw., ein Ablagerungsverfestigungsverfahren und ein
Verfestigungsverfahren durch Frischen der Kristallkörner bekannt.
Unter diesen Verfahren ist als ein Verfahren, welches sowohl die
Festigkeit als auch die Zähigkeit
steigert und das Gleichgewicht von Festigkeit•Verformbarkeit verbessert,
das Verfahren der Verstärkung
durch Frischen der Kristallkörner
das am meisten ausgezeichnete Verfahren. Da dieses Verfahren nicht
die Zugabe von so teuren Elementen wie etwa Ni, Cr usw. zur Steigerung
der Härtbarkeit
erfordert, wird die Herstellung eines hochfesten Stahlmaterials
bei geringen Kosten als möglich
erachtet. Unter dem Gesichtspunkt des Frischens der Kristallkörner wird
erwartet, dass wenn in einem Strukturstahl die Korngrößen der
Martensitkristalle auf 2,5 μm
oder weniger reduziert werden, die Festigkeit plötzlich ansteigt. Jedoch liegt
bei den durch ein konventionelles thermo-mechanisches Behandlungsverfahren
erhaltenen Korngrößen von
etwa 5 μm
der momentane Zustand vor, dass noch keine große Steigerung der Festigkeit
erhalten wurde, obwohl eine hohe Festigkeit erhalten wird.
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Andererseits war ein kontrolliertes
Roll- und Beschleunigungskühlverfahren
ein wirksames Verfahren zum Erhalten von feinem Ferrit. Das bedeutet,
dass durch Kontrollieren der beschleunigten Deformation in der nicht
rekristallisierten Region des Austenits und der Kühlungsrate
danach eine feine Struktur erhalten wurde. Jedoch betrug die Grenze
der erhaltenen Korngrößen des
Ferrits höchstens
10 μm in
einem Si-Mn-Stahl und 5 μm
in einem Nb-Stahl. Wie in den Offenlegungen der japanischen Patente
Nr. 58-123823 und
59-205447, den japanischen Patentveröffentlichungen Nr. 62-39228, 62-5212 und
62-7247 beschrieben wird, wird andererseits berichtet, dass bei
Anwendung einer Reduktion von mindestens 75% des Gesamtflächen-Reduktionverhältnisses
im Temperaturbereich von Ar1 bis Ar3 +100°C
einschließlich
einer 2-Phasenregion und danach einer Abkühlung mit 20 K/s oder mehr
Ferritkörner
von etwa 3 bis 4 μm
erhalten werden. Das Abschrecken mit 20 K/s oder mehr ist jedoch
ein Mittel, welches nur verwirklicht werden kann, wenn die Dicke
einer Stahlplatte dünn
ist, und ist lediglich ein unpraktisches Mittel, welches nicht weithin
als Herstellungsverfahren von konventionellen Schweißstählen verwirklicht
werden kann. Ebenso ist es aufgrund der großen Deformation selbst beim
Rollen im Allgemeinen schwierig, eine große Reduktion gegen den Verformungswiderstand
und die Griffgrenze einer Walze durchzuführen, welche 50% in einem Durchgang
in einer Austenit-Niedertemperaturregion übersteigt. Auch ist für die Akkumulationsreduktion
in einer nicht rekristallisierten Region im Allgemeinen 70% oder
mehr notwendig, und es ist schwierig durch Temperaturverringerung
einer Stahlplatte. Auch FR-A-2524493 offenbart ein ähnliches
Verfahren.
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In EP-A-0903412 ist ein Verfahren
offenbart zur Herstellung eines ultrafeinkörnigen Stahls durch Erhitzen
eines Ausgangsstahls bei einer Temperatur, welche nicht geringer
ist als der Ac3-Punkt, um ihn zu austensieren,
dann Komprimieren des Stahls mit Ambossen auf ein Reduktionsverhältnis von
nicht weniger als 50% und danach Abkühlen des Stahls. Der erzeugte
Stahl besitzt Ferritkörner
mit einer mittleren Korngröße von nicht
mehr als 3 μm.
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Andererseits wird in „Tekko
No Kesshoryu Chobisaika (Super Fining of Crystal Grains of Iron
and Steel)", editiert
von „The
Iron and Steel Institute of Japan" (1991), Seite 41, durch Verändern des
Gesichtspunkts auch durch Rekristallisieren einer Bainitstruktur
eine feine Ferritstruktur erhalten. Aber sogar, wenn die Optimierung
der Bestandteile erreicht wird, kann die Rekristallisationstemperatur
nicht erniedrigt werden und das Wachstum der Ferritkörner wird
nicht verringert, und die Ferritkorngröße von weniger als 5 μm wird nicht erreicht.
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Zusammenfassung der Erfindung
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Folglich ist es eine Aufgabe der
vorliegenden Erfindung, die Beschränkungen von konventionellen
Verfahren wie oben beschrieben zu überwinden und ein Herstellungsverfahren
eines feinen auf Ferrit basierenden Stahls bereitzustellen, und
einen neuen Stahl bereitzustellen mit einer ultrafeinen Ferritstruktur
von 1,2 μm oder
weniger, welche bislang nicht bekannt war, um die Festigkeit des
Stahls in großem
Maße zu
erhöhen,
und welcher ausgezeichnete Eigenschaften aufweist, wie etwa die
sehr hohe Ermüdungsbeständigkeit
usw.
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Es ist nun gefunden worden, dass
die oben beschriebene Aufgabe durch die vorliegende Erfindung gelöst wurde,
wie hierin nachfolgend dargelegt wird.
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Das bedeutet, dass ein erster Aspekt
der vorliegenden Erfindung ein Herstellungsverfahren für einen feinen
auf Ferrit basierenden Stahl bereitstellt, welches umfasst: Erhitzen
eines Martensits oder getemperten Martensitmaterials, welches bis
zu einer Temperatur von 500°C
bis Ac1 eine Ferritphase bilden kann, Bearbeiten
des Martensits oder getemperten Martensitmaterials auf mindestens
50%, um eine Rückgewinnung
und Rekristallisation zu bewirken und danach Beibehalten der Rekristallisationstemperatur
für mindestens
10 Sekunden, um einen feinen auf Ferrit basierenden Stahl mit einer
feinen Ferritstruktur zu erzeugen, worin mindestens 60% der Ferrit-Korngrenze
eine Großwinkel-Korngrenze
von mindestens 15° ist
und die mittlere Korngröße nicht
mehr als 5 μm
beträgt.
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Ein zweiter Aspekt der Erfindung
stellt einen feinen auf Ferrit basierenden Stahl bereit, erhältlich durch eine
durch Bearbeitung induzierte Rekristallisation aus einem Martensitstahl
oder getemperten Martensitstahl nach dem Erhitzen auf eine Temperatur
von 500°C
bis Ac1, worin die mittlere Ferrit-Korngröße nicht
mehr als 1,2 um beträgt.
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Bevorzugt ist der Martensitstahl
bei dem Herstellungsverfahren des ersten Aspekts ein Stahl, welcher durch
Erhitzen eines Stahlmaterials auf eine Temperatur im Bereich von
Ac3 bis 1350°C und Abschrecken aus einer
Austenitregion nach einer Bearbeitung oder ohne Bearbeitung erhalten
wird.
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Im Herstellungsverfahren des ersten
Aspekts wird der Martensitstahl bevorzugt aus einem Stahlmaterial
erhalten, welches als die chemische Zusammensetzung umfasst:
C:
0,001 bis 0,80 Masse%,
Si: nicht mehr als 0,80 Masse%,
Mn:
0,8 bis 3,0 Masse% und
Al: nicht mehr als 0,10 Masse%;
und
gegebenenfalls weiter umfassend mindestens eines von
Cu: 0,05
bis 2,5 Masse%,
Ni: 0,05 bis 3 Masse%,
Ti: 0,005 bis 0,1
Masse%,
Nb: 0,005 bis 0,1 Masse%,
V: 0,005 bis 0,1 Masse%,
Cr:
0,01 bis 3 Masse%,
Mo: 0,01 bis 1 Masse%,
W: 0,01 bis
0,5 Masse%,
Ca: 0,001 bis 0,01 Masse%,
REM: 0,001 bis
0,02 Masse%,
B: 0,0001 bis 0,0006 Masse%;
wobei der Rest
aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
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Beim Herstellungsverfahren des ersten
Aspekts erfolgt die Bearbeitung in mindestens zwei Durchgängen, und
in den mindestens zwei Durchgängen
unterscheidet sich die Reduzierrichtung oder Walzrichtung zwischen
den Durchgängen.
Mehr bevorzugt beträgt
in den mindestens zwei Durchgängen
das Gesamtreduktionsverhältnis
oder Gesamtwalzverhältnis
in jedem Durchgang mindestens 29%.
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Ein dritter Aspekt der vorliegenden
Erfindung ist die Bereitstellung eines feinen auf Ferrit basierenden Stahls,
dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine feine Ferritstruktur
aufweist, worin mindestens 60% der Ferrit-Korngrenze eine Großwinkel-Korngrenze von mindestens
15° ist,
und die mittlere Ferrit-Korngröße nicht mehr
als 1,2 μm
beträgt.
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Kurze Beschreibung der
Zeichnungen
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1 ist
ein Elektronenmikroskopbild (SEM), das die beobachtete Struktur
der Probe des Beispiels der vorliegenden Erfindung zeigt; und
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2 ist
ein Elektronenmikroskopbild, das die Ferritstruktur nach der Bearbeitung
und dem Tempern eines Fe-0,05% C-2,0% Mn-Stahls zusammen mit der
Härte zeigt
durch a, b, c bzw. d.
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Ausführliche Beschreibung der Erfindung
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Ferner wird die vorliegende Erfindung
ausführlich
beschrieben.
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Die vorliegende Erfindung besitzt
die oben beschriebenen Merkmale, und die Erfindung basiert auf dem
Befund, dass durch Bilden vieler rekristallisierter Ferritkerne
bei einer niedrigen Temperatur und Rekristallisation der Ferritkerne
ein Stahlmaterial mit einer mittleren Ferritkristall-Korngröße von nicht
mehr als 5 μm, bevorzugt
nicht mehr als 1,2 μm
hergestellt werden kann.
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Das bedeutet, dass für eine Rekristallisation
bei einer niedrigen Temperatur die Struktur vor dem Bearbeiten Ablagerungen
enthaltendes Martensit ist, und nach dem Wiedererhitzen auf die
Rekristallisationstemperatur und Halten bei der Rekristallisationstemperatur
das Martensit bearbeitet wird und bei einer konstanten Temperatur
gehalten wird, um eine durch Bearbeitung induzierte Rekristallisation
zu verursachen. Technisch sind die folgenden Punkte wichtig.
- 1) Bildung der Martensitstruktur vor der Bearbeitung:
Das
Innere des Martensits wird in fünf
Pakete oder Blöcke
aufgeteilt. Da die Grenzen dieser Pakete oder Blöcke zu den Rekristallisationsstellen
werden, ist die Bildung der feinen Ferritstruktur möglich. Da
Martensit eine hohe Verformungsenergie nach Ferrit/Perlit oder Bainit
besitzt, ist Martensit für
eine Rekristallisation anfällig
und die Rekristallisationstemperatur kann verringert werden.
- 2) Präzipitation
vor der Bearbeitung:
Durch Präzipitieren vor der Bearbeitung
wird es möglich,
nicht einheitliche Beanspruchungen nahe des Präzipitats durch Bearbeitung
einzuführen.
Da die Rekristallisation in Gegenwart der Verteilung nicht einheitlicher
Belastungen auftritt, ist das Präzipitat
vor der Bearbeitung unentbehrlich.
- 3) Bearbeitung:
Wenn die Bearbeitung mindestens 50% beträgt, ist
es wünschenswert,
dass die Bearbeitung durchgeführt wird
bei einer Rekristallisationstemperatur oder unterhalb einer Rekristallisationstemperatur.
Die Bearbeitung ist ein Mittel zum Einbringen weiterer Energie in
das Material für
dessen Rekristallisation. Durch Bearbeitung auf weniger als 50%
tritt die Rekristallisation nur schwer auf. In diesem Fall, wenn
eine mehrachsige Bearbeitung angewandt wird, werden die azimutalen
Winkel des rekristallisierten Korns zufällig, was effektiver ist.
- 4) Nach der Bearbeitung, Beibehalten der Rekristallisationstemperatur:
Nach
der Bearbeitung wird durch Beibehalten der Struktur bei der Rekristallisationstemperatur
die Struktur rekristallisiert. Die Zeit des Beibehaltens hängt von
der Zusammensetzung des Stahls, der bearbeiteten Menge usw. ab,
aber es ist notwendig, dass die Beibehaltung für eine Zeit durchgeführt wird,
welche länger ist
als die Zeit der Rekristallisation von mindestens 80%. Beibehalten
für eine
längere
Zeitdauer nach dem Beendigen der Rekristallisation ist jedoch nicht
bevorzugt, da eine grobe Struktur verursacht wird.
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Im Hinblick auf das oben beschriebene
Wissen, besitzt die vorliegende Erfindung die oben beschriebene
Konstruktion als essenzielle Faktoren, und das praxisnähere Herstellungsverfahren
der vorliegenden Erfindung ist wie folgt.
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Zuerst kann ein Stahlmaterial auf
eine Temperatur im Bereich von Ac3 bis 1
350°C erhitzt
werden und aus dem Austenitbereich nach dem Bearbeiten oder ohne
Bearbeitung abgeschreckt werden, sodass die Struktur ein Martensit
wird. Nach dem Wiedererhitzen des Martensits auf eine Temperatur
von 500°C
bis Ac1 wird das Martensit für 1 bis
1 000 Sekunden gehalten, unmittelbar danach wird die Bearbeitung
auf mindestens 50% durchgeführt,
und nach dem Halten der Temperatur für mindestens 10 Sekunden wird
der Stahl abgekühlt.
Auf diese Weise wird ein feiner Ferritstahl mit einer mittleren
Ferrit-Korngröße von nicht
mehr als 5 μm, beispielsweise
nicht mehr als 1,2 μm
erhalten.
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Der Grund dafür, dass die Temperatur des
Erhitzens bevorzugt von Ac3 bis 1 350°C beträgt, ist
der, dass die Struktur vorübergehend
ein Austenit wird. Durch Bearbeitung in der Austenitregion werden
die Austenitkörner
reduziert und mit dem Frischen der Körner sind die Pakete und Blöcke zwangsläufig feinkörnig und rekristallisierte
Stellen werden verstärkt.
In diesem Fall ist die Bearbeitung nicht immer notwendig, aber es
ist bevorzugt, eine Bearbeitung durchzuführen. Die Kühlung unterscheidet sich gemäß der Bestandteile
des Stahls, aber um die Struktur vor dem Bearbeiten von Martensit
herzustellen, ist es wichtig, dass der Stahl mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
von mindestens 10°C/Sekunde
abgeschreckt wird. Durch Herstellung der Struktur vor dem Bearbeiten
von Martensit ist es möglich,
dass die nachfolgende Rekristallisationstemperatur niedriger sein
kann als in dem Fall, wenn die Struktur vor der Bearbeitung eine
andere als Martensit ist.
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Es ist zweckdienlich, dass dann nach
dem Wiedererhitzen auf einen Temperaturbereich von 500°C bis Ac1 der Stahl für eine 1 bis 3 600 Sekunden
gehalten wird, und nach dem Bearbeiten auf mindestens 50% der Stahl
für 10
Sekunden oder mehr bei der Temperatur gehalten wird. Um eine Rekristallisation
zu bewirken, ist es notwendig, dass die Temperatur 500°C oder mehr
beträgt,
aber wenn die Temperatur Ac1 übersteigt,
ist es essenziell, dass die Wiedererhitzungstemperatur von 500°C bis Ac1 beträgt,
da Austenit gebildet wird. Die Haltezeit beträgt bevorzugt 1 Sekunde oder
mehr für
eine Präzipitation,
da die Rekristallisation bei einer niedrigen Temperatur durch die
Rückführung der
Dislokation in der Martensitstruktur kaum auftritt, wenn die Haltezeit
3 600 Sekunden übersteigt,
ist es richtig, dass die Haltezeit 1 bis 3 600 Sekunden beträgt. Da die
Rekristallisation nicht auftreten kann, wenn das Bearbeitungsausmaß nicht
mindestens 50% beträgt,
ist, das Bearbeitungsausmaß als
mindestens 50% definiert. Es ist bevorzugt, das Wachstum der Kristallkörner zu
kontrollieren, dass nach Beendigung der Rekristallisation der gebildete
Stahl so schnell wie möglich
abgekühlt
wird.
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Es gibt keine bestimmte Beschränkung für die chemische
Zusammensetzung des Stahlmaterials, es wird aber die oben beschriebene
Zusammensetzung verwendet, wobei die folgenden Punkte berücksichtigt werden.
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C: 0,001 bis 0,80 Masse-%
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Es ist wünschenswert zur Sicherstellung
der Festigkeit, zum Präzipitieren
von etwa Fe3C usw. und zur Martensitbildung,
dass der Gehalt an C 0,001 Masse-% oder mehr beträgt. Wenn
C mit einem Gehalt von mehr als 0,80 Masse-% zugegeben wird, wird
die Zähigkeit
stark verringert und somit ist es angemessen, dass der Zugabebereich
von C von 0,001 bis 0,80 Masse-% beträgt.
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Si: Nicht mehr als 0,80
Masse-%
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Da die Schweißfähigkeit verringert wird, wenn
Si mit mehr als 0,80 Masse-% zugegeben wird, ist es angemessen,
dass der Zugabebereich von Si nicht mehr als 0,80 Masse-% beträgt.
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Mn: 0,8 bis 3,0 Masse-%
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Zur Herstellung einer vorübergehenden
Martensitstruktur ist es wünschenswert,
dass der Gehalt an Mn 0,8 Masse-% oder mehr beträgt. Da die Schweißfähigkeit
sich stark verschlechtert wenn mehr als 3,0 Masse-% Mn zugegeben
wird, ist es jedoch angemessen, dass der Zugabebereich von Mn 0,8
bis 8,0 Masse-% beträgt.
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Al: Nicht mehr als 0,10
Masse-%
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Da die Sauberkeit des Stahls verschlechtert
wird, wenn Al mit mehr als 0,10 Masse-% zugegeben wird, ist es bevorzugt,
dass der Zugabebereich von Al nicht mehr als 0,10 Masse-% beträgt.
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Cu: 0,05 bis 2,5 Masse-%
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Die Zugabe von 0,05 Masse-% oder
mehr Cu ist wirksam zur Steigerung der Festigkeit durch Intensivieren
der Präzipitation
und Verfestigung des Mischkristalls, aber da die Schweißfähigkeit
verschlechtert wird, wenn Cu mit mehr als 2, 5 Masse-% zugegeben
wird, ist der Zugabebereich von Cu definiert von 0,05 bis 2,5 Masse-%.
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Ni: 0,05 bis 3 Masse-%
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Die Zugabe von 0,05 Masse-% oder
mehr Ni ist effektiv bei der Steigerung der Festigkeit und dazu, vorübergehend
eine Martensitstruktur zu bewirken, aber da die Wirkung der Steigerung
der Festigkeit gering ist, wenn Ni mit mehr als 3 Masse-% zugegeben
wird, ist es angemessen, dass der Zugabebereich von Ni von 0,05
bis 3 Masse-% beträgt.
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Ti: 0,005 bis 0,1 Masse-%
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Die Zugabe von 0,005 Masse-% oder
mehr Ti besitzt die Wirkungen der Beschleunigung der durch Bearbeitung
induzierten Rekristallisation durch die Präzipitation von Ti (C, N) und
Einschränken
des Wachstums der rekristallisierten Körner, aber da die Wirkungen
gesättigt
sind wenn Ti mit mehr als 0,1 Masse-% zugegeben wird, ist der Zugabebereich
von Ti bevorzugt als 0,05 bis 0,1 Masse-% definiert.
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Nb: 0,005 bis 0,1 Masse-%
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Die Zugabe von 0,005 Masse-% oder
mehr Nb besitzt die Wirkungen der Beschleunigung der durch Bearbeitung
induzierten Rekristallisation durch die Präzipitation von Nb (C, N) und
Einschränken
des Wachstums der rekristallisierten Körner, aber da diese Wirkungen
gesättigt
sind, wenn Nb mit mehr als 0,1 Masse-% zugegeben wird, wird der
Zugabebereich von Nb richtig als 0,005 bis 0,1 Masse-% definiert.
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V: 0,005 bis 0,1 Masse-%
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Die Zugabe von 0,005 Masse-% oder
mehr V besitzt die Wirkungen der Beschleunigung der durch Bearbeitung
induzierten Rekristallisation durch die Präzipitation von V (C, N) und
Einschränken
des Wachstums der rekristallisierten Körner, aber da diese Wirkungen
gesättigt
sind, wenn V mit mehr als 0,1 Masse-% zugegeben wird, ist der Zugabebereich
von V richtig definiert als 0,005 bis 0,1 Masse-%.
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Cr: 0,01 bis 3 Masse-%
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Die Zugabe von 0,01 Masse-% oder
mehr Cr besitzt die Wirkungen der Beschleunigung der durch Bearbeitung
induzierten Rekristallisation durch die Präzipitation von Carbiden und
Einschränken
des Wachstums der rekristallisierten Körner, aber da diese Wirkungen
gesättigt
sind, wenn Cr mit mehr als 3 Masse-% zugegeben wird, wird der Bereich
der Cr-Zugabe richtig definiert als 0,01 bis 3 Masse-%.
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Mo: 0,01 bis 1 Masse-%
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Die Zugabe von 0,01 Masse-% oder
mehr Mo besitzt die Wirkungen der Beschleunigung der durch Bearbeitung
induzierten Rekristallisation durch die Präzipitation von Carbiden und
Beschränken
des Wachstums der rekristallisierten Körner, aber da diese Effekte
gesättigt
sind, wenn Mo mit mehr als 1 Masse-% zugegeben wird, wird der Zugabebereich
von Mo richtig definiert als 0,01 bis 1 Masse-%.
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W: 0,01 bis 0,5 Masse-%
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Die Zugabe von 0,01 Masse-% oder
mehr W besitzt die Wirkung der Steigerung der Festigkeit, aber da
die Zähigkeit
beeinträchtigt
wird, wenn W mit mehr als 0,5 Masse-% zugegeben wird, wird der Zugabebereich
von W bevorzugt als 0,01 bis 0,5 Masse-% definiert.
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Ca: 0,001 bis 0,01 Masse-%
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Die Zugabe von 0,001 Masse-% oder
mehr Ca besitzt die Wirkung des Kontrollierens der Form der auf Sulfid
basierenden Einschlüsse,
aber da die im Stahl gebildeten Einschlüsse die Eigenschaften des Stahls
beeinträchtigen
wenn Ca mit mehr als 0,01 Masse-% zugegeben wird, ist die richtige
Zugabemenge von Ca 0,001 bis 0,01 Masse-%.
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REM: 0,001 bis 0,02 Masse-%
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Die Zugabe von 0,001 Masse-% oder
mehr REM besitzt die Wirkung der Beschränkung des Wachstums der Austenitkörner und
Frischen der Austenitkörner,
aber da die Sauberkeit des Stahls verringert wird wenn REM mit mehr
als 0,02 Masse-% zugegeben wird, ist die zugegebene Menge an REM
richtig definiert als 0,001 bis 0,02 Masse-%.
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B: 0,0001 bis 0,006 Masse-%
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Die Zugabe von 0,0001 Masse-% oder
mehr B besitzt die Wirkungen der starken Zunahme der Härtbarkeit
des Stahls und vorübergehenden
Martensitbildung, aber da B-Verbindungen gebildet werden, welche die
Zähigkeit
beeinträchtigen,
wenn B mit mehr als 0,006 Masse-% zugegeben wird, ist die Zugabemenge
von B richtig definiert als 0,0001 bis 0,006 Masse-%.
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Außerdem ist in der vorliegenden
Erfindung der erfindungsgemäße Stahl
definiert als ein auf Ferrit basierender Stahl, und der Begriff „basierend" umfasst nicht nur
eine Ferriteinzelphase, sondern auch eine Struktur, welche hauptsächlich aus
einer Ferritphase zusammengesetzt ist bis zu einer Struktur, welcher
der Einzelphase so ähnlich
wie möglich
ist. Dies bedeutet beispielsweise für das Volumenverhältnis, dass
die Ferritphase mindestens 50% ausmacht, weiterhin mindestens 70%
und noch weiter mindestens 90%. Selbstverständlich ist die Ferriteinzelphase
mit dem Volumenverhältnis
von 100% umfasst.
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Außerdem ist in einem feinen
auf Ferrit basierenden Stahl, welcher gemäß den erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren
erzeugt ist, mindestens 60% der Ferrit-Korngrenze eine Großwinkel-Korngrenze
von mindestens 15°,
und der Stahl besitzt eine Ferritstruktur mit einer mittleren Korngröße von nicht
mehr als 5 μm, beispielsweise
nicht größer als
1,2 μm.
Das bedeutet, dass die Ferrit-Korngröße feinkörnig ist und nicht größer als
5 μm, wobei
die Festigkeit des Stahls zunimmt und die Ermüdungsbeständigkeit des Stahls verlängert wird. Da
mindestens 60% der Ferrit-Korngrenze eine Großwinkel-Korngrenze ist, wobei
der azimutale Winkel der Kristalle, welche die Korngrenze jeweils
ausmachen, mindestens 15° beträgt, ist
die Festigkeit und die Ermüdungsbeständigkeit
des Stahls noch mehr verbessert.
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Die Bearbeitung ist ein Mittel zum Übertragen
von Energie der Wiedergewinnung und Rekristallisierung des Stahlmaterials,
und wird durch eine kompressive Deformation des Stahlmaterials begleitet.
Die Bearbeitung wird durchgeführt
bei einer Temperatur im Bereich von 500°C bis Ac1.
Die Bearbeitung kann durchgeführt
werden durch Kaltverformung, und in diesem Fall kann die Bearbeitung
bei Raumtemperatur durchgeführt
werden. Die bearbeitete Gesamtmenge beträgt 50% oder mehr. Wenn die
bearbeitete Menge weniger als 50% beträgt, ist es schwierig, die Ferritdislokations dichte
unter 1 × 109 cm–2 oder weniger zu verringern,
und es wird kaum Ferrit gebildet.
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Wenn die Bearbeitung mehrere Durchgänge umfasst,
mit mindestens zwei Durchgängen,
und in den mindestens zwei Durchgängen die Reduzierrichtungen
oder Walzrichtungen sich voneinander unterscheiden, sind die schließlich durch
die Rückgewinnung
und Rekristallisation erhaltenen Ferritkörner anfällig, sich verschiedenen Kristalazimuten
zuzuwenden. Auch bei der Ferrit-Korngrenze von mindestens 60% wird
eine Großwinkel-Korngrenze
von mindestens 15° wirksam
gebildet. Mehr bevorzugt werden die mindestens zwei Durchgänge so durchgeführt, dass
jedes der Gesamtreduktionsverhältnisse
oder der Gesamtwalzverhältnisse weniger
als 29% beträgt.
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Nach der Bearbeitung wird im Allgemeinen
ein Tempern der bearbeiteten Struktur durchgeführt, wobei die Rekristallisation
durchgeführt
werden kann. Außerdem
findet in Abhängigkeit
von den Bestandteilen des Stahls, der bearbeiteten Menge und der
Bearbeitungstemperatur die Rückgewinnung
und Rekristallisation alleine durch Bearbeitung statt, wie es der
Fall sein kann, wenn die Ferritstruktur mit einer Ferritdislokationsdichte
von 1 × 109 cm–2 oder weniger gebildet
wird, und in einem solchen Fall ist ein Tempern nicht immer notwendig.
Andererseits ist Tempern unvermeidlich, wenn Kaltwalzen durchgeführt wird.
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Die Temper-Temperatur liegt im Temperaturbereich
von 500°C
bis Ac1. Wenn die Bearbeitungs- und Temper-Temperatur
Ac, übersteigt,
wird Austenit gebildet. Wenn die Temperatur geringer als 500°C ist, ist
es andererseits schwierig die Ferritdislokationsdichte auf 1 × 109 cm–2 oder weniger zu verringern.
Die Haltezeit hängt
von der Stahlzusammensetzung, der bearbeiteten Menge usw. ab, ist
aber bevorzugt größer als
der Zeitraum, in dem die Dislokationsdichte des Ferrits 1 × 109 cm–2 oder weniger wird. Das
Halten eines langen Zeitraums nach Beendigung der Rekristallisation
ist jedoch unerwünscht,
da die Bildung einer Grobstruktur verursacht wird.
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Ein praxisbezogeneres Herstellungsverfahren
eines feinen auf Ferrit basierenden Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung
wird unten dargestellt.
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Zuerst wird ein Stahlmaterial im
Temperaturbereich von Ac3 (der Temperatur
der Beendigung der Transformation von Austenit) bis 1 350°C erhitzt,
und nach dem Abkühlen
aus der Austenitregion nach dem Bearbeiten oder ohne Bearbeitung
wird das Stahlmaterial abgeschreckt, sodass die Struktur ein Martensit wird.
Wenn die Bearbeitung in der Austenitregion durchgeführt wird,
werden Austenitkörner
reduziert, wobei Pakete oder Blöcke
ebenso reduziert werden, um die Rekristallisationsstellen zu vermehren.
Das Abschrecken unterscheidet sich in Abhängigkeit von den Bestandteilen
des Stahls, umfasst aber bevorzugt eine Abkühlungsrate von etwa 10°C/Sekunde
oder mehr. Auch durch Herstellung der Struktur vor dem Bearbeiten
des Martensits kann die Rekristallisationstemperatur auf eine Temperatur
verringert werden, welche niedriger ist als die Temper-Temperatur in dem
Fall, in dem die Struktur vor der Bearbeitung anders ist als Martensit.
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Nach dem Wiedererhitzen des Stahlmaterials
auf einen Temperaturbereich von 500°C bis Ac, wird dann das Stahlmaterial
für 1 bis
3 600 Sekunden (bevorzugt von 1 bis 1 000 Sekunden) gehalten, unmittelbares
Bearbeiten auf mindestens 50% wird durchgeführt, und unmittelbar danach
wird das Stahlmaterial in dem Temperaturbereich für mindestens
10 Sekunden gehalten und abgekühlt.
Es ist bevorzugt zur Beschränkung des
Wachstums der Kristallkörner
nach Beendigung der Rekristallisation so schnell wie möglich abzukühlen.
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Auf diese Art wird ein feiner auf
Ferrit basierender Stahl erhalten, worin mindestens 60% der Ferrit-Korngrenze
eine Großwinkel-Korngrenze
von mindestens 15° ist,
und die mittlere Ferrit-Korngröße nicht mehr
als 5 μm
beträgt.
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Die folgenden Beispiele sollen nun
die vorliegende Erfindung ausführlicher
veranschaulichen, die Erfindung aber nicht auf irgendeine Art und
Weise beschränken.
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Beispiele 1 und 2 und
Vergleichsbeispiele 1 bis 6
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Ein Muster mit einer Zusammensetzung
von 0,05 Gew.-% C, 2,0 Gew.-% Mn und 0,035 Gew.-% Al, wobei der
Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wurde der
in Tabelle 1 gezeigten thermomechanischen Behandlung unterzogen,
und es wurden die Ferritkristall-Korngrößen gemessen.
Als Bearbeitungsmittel wurden eine Testmaschine des Amboss-Kompressionstyps
und ein Schmiedemittel verwendet, welches eine Formgebung aus allen
Richtungen durchführen
kann. Als Ergebnis sind die Rekristallisationsverhältnisse
und jede der mittleren Ferrit-Korngrößen (μm) in Tabelle 2 unten gezeigt.
Ebenso ist die Mikrostruktur des Stahls des erfindungsgemäßen Beispiels
in 1 gezeigt.
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Jeder der Stähle der erfindungsgemäßen Beispiele
zeigt eine feine Ferritstruktur mit einer mittleren Korngröße von 1,2 μm oder weniger.
Wie durch den Vergleich der Beispiele und der Vergleichsbeispiele
klar wird, kann erkannt werden, dass durch Herstellen der Struktur
vor dem Bearbeiten von Martensit der Stahl leicht rekristallisiert
wird, und wenn die Behandlung des vollständigen Fertigstellens der Rekristallisation
in dem Fall durchgeführt
wird, wenn die Struktur vor dem Bearbeiten Martensit ist, dann sind
die rekristallisierten Ferrit-Korngrößen kleiner.
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Beispiel 3
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Nach dem Halten eines Fe-0,05 Masse-%,
C-2,0 Masse-%, Mn-Stahls für
60 Sekunden bei 1 100°C, wurde
der Stahl mit Wasser gekühlt,
um eine Martensitstruktur zu bilden. Dann wurde der Stahl wiedererhitzt auf
640°C, und
nach zwei Bearbeitungsdurchgängen
während
dem Erwärmen
wurde der Stahl abgekühlt.
Auf ähnliche
Art und Weise wurde auch nach zwei Bearbeitungsdurchgängen während dem
Erwärmen
der Stahl für
20 Sekunden getempert und abgekühlt.
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Bei der Bearbeitung war 50% Walzen
nach dem Halten des Stahls für
300 Sekunden bei 640°C
der erste Durchgang und die ebene Belastungskompression war der
zweite Durchgang. Zwischen den zwei Durchgängen wurde die Walzrichtung
(RD, „rolling
direction") geändert.
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Die Mikrostruktur und die Härte (Hv)
des Strahls werden in 2 gezeigt.
Die Stähle,
worin die RD verändert
wurde, sind nicht rotierte Materialien (a und b von 2), und die Stähle worin die RD bei 90° rotiert wurde,
sind RD-rotierte Materialien (c und d von 2). In jedem der RD- rotierten Materialien waren mindestens
60% der Ferrit-Korngrenze eine Großwinkel-Korngrenze von mindestens
15°C, und
die mittlere Ferrit-Korngröße wurde
ein feines gleichachsiges Korn von nicht mehr als 2,5 um, und es
wurde eine feine auf Ferrit basierende Struktur gebildet. Auch die
Härte (Festigkeit)
wurde weiterhin verbessert, im Vergleich mit den nicht rotierten
Materialien.
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Wie oben ausführlich beschrieben wurde, wird
erfindungsgemäß der Stahl
mit einer feinen Ferritstruktur mit einer mittleren Ferrit-Korngröße von nicht
mehr als 1,2 μm
bereitgestellt, was durch konventionelle Verfahren zuvor noch nie
verwirklicht werden konnte.
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Ebenso wird erfindungsgemäß ein Ferritstahl
mit einer hohen Festigkeit und einer hohen Ermüdungsbeständigkeit bereitgestellt und
der Ferritstahl der vorliegenden Erfindung ist verwendbar für Stahlstäbe, Stahlteile,
dünne Stahlbleche
und dicke Platten.