EP0750049A1 - Ferritischer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung - Google Patents

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EP0750049A1
EP0750049A1 EP96107884A EP96107884A EP0750049A1 EP 0750049 A1 EP0750049 A1 EP 0750049A1 EP 96107884 A EP96107884 A EP 96107884A EP 96107884 A EP96107884 A EP 96107884A EP 0750049 A1 EP0750049 A1 EP 0750049A1
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EP
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steel
temperature
hot
less
mass
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Withdrawn
Application number
EP96107884A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Bertram Ehrhardt
Thomas Heidelauf
Thomas Wilhelm Schaumann
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Thyssen Stahl AG
Original Assignee
Thyssen Stahl AG
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Publication date
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C21D2211/001—Austenite
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    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a ferritic steel, a method for producing this steel with a predominantly polygonal-ferritic structure and one or more carbon-enriched second phases, and a preferred use of this steel.
  • the steel should have high strength and good formability as well as improved surface quality after hot forming in the last production stage.
  • Dual-phase steels which have a structure, e.g. B. from up to 80 vol .-% of polygonal relatively soft ferrite and the rest of carbon-rich martensite.
  • the carbon-rich second phase which is present in smaller quantities, is embedded in the island in the pre-eutectoid ferritic phase.
  • Such a steel has good mechanical properties and favorable cold formability.
  • Known steels with predominantly polygonal ferrite in the structure and martensite embedded therein consist of (in mass%) 0.03 to 0.12% C, up to 0.8% Si and 0.8 to 1.7% Mn (DE 29 24 340 C2) or 0.02 to 0.2% C, 0.05 to 2.0% Si, 0.5 to 2% Mn, 0.3 to 1.5% Cr and up to 1% Cu, Ni and Mo (EP 0 072 867 B1). Both steels are calmed with aluminum and contain soluble residual contents of less than 0.1% Al. Silicon in these steels promotes ferrite transformation. In combination with manganese and if necessary, chromium is suppressed to form pearlite.
  • a steel with (in mass%) 0.05 to 0.3% carbon 0.8 to 3.0% manganese 0.4 to 2.5% aluminum 0.01 to 0.2% silicon less than 0.08% phosphorus less than 0.05% sulfur Balance iron including unavoidable impurities proposed with a structure consisting predominantly of polygonal ferrite and smaller proportions of martensite and / or bainite and / or residual austenite, which with a carbon equivalent (C eq. ) of greater than 0.1 to 0.325 C.
  • equ. % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% Mo
  • the desired conversion to bainite or martensite in a previously formed ferrite matrix results in a favorable residual stress state of the structure with a positive influence on the cold forming ability.
  • the level of tensile strength is increased compared to a ferritic-pearlitic structure, as is the case in the known hot-rolled structural steels (St 37 to St 52).
  • the higher strength offers the possibility of reducing the thickness and thus saving weight.
  • Such a steel not only achieves the good strength level of known silicon-alloyed dual-phase steels, but also has improved surface quality after the hot forming, as is e.g. for wheel disks of motor vehicles, which are produced by cold forming the hot-rolled steel.
  • the following additional elements can be added to the steel up to the specified amounts (in mass%): up to 0.05% titanium up to 0.8% chromium up to 0.5% molybdenum up to 0.8% copper up to 0.5% nickel.
  • Characteristic of the steel according to the invention is the aluminum content, which is considerably increased compared to known steels with 0.4-2.5%.
  • the silicon content was limited to less than 0.2% according to the invention.
  • known steels of this type mostly had silicon contents of over 1%.
  • the steels alloyed with aluminum according to the invention have the desired pearlite-free two- or multi-phase structure and have excellent strength properties. Above all, the surface quality of the thermoformed product is much better than that of previously known silicon alloyed steels.
  • Aluminum ensures an extensive formation of globular ferrite with a content in the range of 0.4 to 2.5%. The formation of pearlite is delayed more than that of silicon-alloyed steels and can be safely avoided if the claimed process parameters are observed.
  • the carbon content of 0.05 to 0.3% is within the normal range for generic steels.
  • Manganese is added in an amount of 0.8 to 3.0% in order to avoid the formation of pearlite and to enrich the austenite in addition to carbon. Manganese has a solidifying effect and increases the strength level. The contents of carbon and manganese are interchangeable under the aspects of pearlite avoidance and effects on ferrite formation within the framework set by the carbon equivalent.
  • Carbon equivalence values higher than 0.1% result in higher aluminum contents.
  • the intersection of the carbon equivalent value and the corresponding aluminum value should lie in the shaded area in FIG. 1 in order to ensure a ferrite content of over 70% and suppression of pearlite formation under large-scale production conditions.
  • the carbon equivalent value should ensure a max. 0.325 can be limited.
  • titanium up to 0.05% ensures nitrogen removal and prevents the formation of elongated manganese sulfides.
  • Chromium in an amount of up to 0.8% can be added to improve the martensite resistance and to prevent pearlite formation.
  • molybdenum increases the range of successful cooling rates.
  • Copper and nickel in an amount of up to 0.5% each can help lower the transition temperature and prevent pearlite.
  • the hot rolling end temperature ET should be in the range of Ar3 - 50 ° C ⁇ ET ⁇ Ar3 + 100 ° C lie.
  • the cooling of the hot rolling end temperature to the reel temperature between room temperature and 500 ° C is accelerated with a cooling rate of 15 to 70 K / s.
  • the process according to the invention can further promote the formation of ferrite in the range from Ar3 to Ar3 - 200 ° C. by taking a cooling break of 2 to 30 s, in which the cooling rate is below 15 K / s.
  • Fig. 2 shows a schematic representation of the production of hot strip coupled with the cooling process of the steel according to the invention during and after hot rolling.
  • a steel A according to the invention with the values according to Table 1 was hot-rolled to a final strip thickness of 3.7 mm with a hot-rolling end temperature of 875 ° C.
  • the cooling from this temperature was carried out at 30 K / s to the reel temperatures (HT) given in Table 2.
  • the properties of this steel A according to the invention were determined on flat tensile specimens in accordance with DIN EN 10002.
  • the reel temperature was varied between 80 ° C and 350 ° C.
  • the strength values determined in each case make it clear that the steel according to the invention has very good properties in the entire reel area, which at least correspond to those of the known silicon-alloyed comparison steel B.
  • Table 2 also shows the mechanical properties of a steel C according to the invention of the composition according to Table 1.
  • the results were determined on a round tensile specimen with a diameter of 4 mm.
  • the hot rolling was simulated by a flat compression test.
  • the values were measured in the longitudinal direction (material flow direction).
  • the reel temperature was 200 ° C for the first sample and 400 ° C for the second sample.
  • This steel also has the favorable range of mechanical properties; but also better surface quality than steel B.
  • Table 2 The results reported in Table 2 make it clear that the yield ratio in the entire range of the reel temperature is below 0.8.
  • Table 1 (Chemical composition) stole C% Mn% Si% P% Al% Cr% N% S% C equ A 0.076 1.45 0.053 0.019 1.23 0.35 0.002 ⁇ 0.001 0.16 B * 0.090 0.38 0.71 0.013 0.025 0.62 0.006 0.009 0.14 C. 0.090 1.51 0.03 ⁇ 0.005 1.19 0.50 0.005 0.004 0.19 D 0.20 1.49 0.04 ⁇ 0.005 1.99 0.02 0.005 0.004 0.27 *) Comparative steel

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Dualphasenstahl mit überwiegend polygonal-ferritischem Gefüge, in dem eine kohlenstoffangereicherte perlitfreie harte zweite Phase eingelagert ist, die aus Martensit und/oder Bainit und/oder Restaustenit besteht, mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit sowie verbesserter Oberflächenqualität nach einer Warmverformung, ein Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung. <IMAGE>

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 duch 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 Oberflächen-struktur 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 C äqu. = % C + 1/20 % Mn + 1/20 % Cr + 1/15 % Mo
    Figure imgb0001
  • Aluminium in einer Menge von in Masse-% Al ≧ 7,6 · C äqu. - 0,36 enthält.
    Figure imgb0002
  • 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.
  • 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 · A5 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: C aqu. = % C + 1/20 % Mn + 1/20 % Cr + 1/15 % Mo
    Figure imgb0003
  • 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
    Figure imgb0004
     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
    Figure imgb0005
  • Bei Aluminiumgehalten über 1 bis 2,5 % gilt: Ar3 [°C] = 900 + 100 % Al - 60 % Mn - 300 % C
    Figure imgb0006
  • 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.
    • Beispiel 1
  • 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. Tabelle 1
    (Chemische Zusammensetzung)
    Stahl C % Mn % Si % P % Al % Cr % N % S % Cäqu
    A 0,076 1,45 0,053 0,019 1,23 0,35 0,002 <0,001 0,16
    B* 0,090 0,38 0,71 0,013 0,025 0,62 0,006 0,009 0,14
    C 0,090 1,51 0,03 <0,005 1,19 0,50 0,005 0,004 0,19
    D 0,20 1,49 0,04 <0,005 1,99 0,02 0,005 0,004 0,27
    *) Vergleichsstahl
  • Tabelle 2
    Stahl Lage zur Walzrichtg. ET [°C] HT [°C] Rp0.2; Reh [N/mm2] Rm [N/mm2] A5 (%) Rp0.2/Rm Reh/Rm Rm · A5 N/mm2 · %
    A L 860 80 372 639 30,3 0,58 19361,7
    A Q 860 80 405 642 27,3 0,63 17526,6
    A L 880 200 379 641 32,5 0,59 20832,5
    A Q 880 200 402 640 25,6 0,63 16384
    A L 880 280 320 588 36,3 0,54 21344,4
    A Q 880 280 395 592 28,4 0,67 16812,8
    A L 880 350 362 545 34,9 0,66 19020,5
    A Q 880 350 363 542 34,8 0,67 18861,6
    A** L 880 685 331 477 29,9 0,69 14262,3
    A** Q 880 685 376 497 34,7 0,76 17245,9
    B* L 200 368 579 28,5 0,64 16501,5
    B* Q 200 388 570 26,4 0,68 15048
    C L 910 400 380 506 37 0,48 18722
    C L 880 350 417 524 33 0,72 17292
    D L 910 350 447 569 35,5 0,79 20199,5
    D L 880 400 440 561 37 0,78 20757
    Erklärung zu Tabelle 2
    *)Vergleichsstahl
    **) außerhalb des beanspruchten Bereichs (HT > 500 °C) Bestimmung der Eigenschaften nach DIN EN 10002 an Flachzugproben
    HT: Haspeltemperatur
    Rp0.2: 0,02 %-Dehngrenze
    Rm: Zugfestigkeit
    A5:Bruchdehnung
    L: Längs /
    Q: Quer

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 C äqu. = % C + 1/20 % Mn + 1/20 % Cr + 1/15 % Mo
    Figure imgb0007
     Aluminium in einer Menge von Al ≧ 7,6 · C aqu. - 0,36 Masse-% enthält.
    Figure imgb0008
  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-Anfangstemperatur von über 1000 °C und mit einer Warmwalz-Endtemperatur (ET) im Bereich von Ar3 - 50 °C < ET < Ar3 + 100 °C
    Figure imgb0009
     warmgewalzt 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.
  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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