DE112015001872T5

DE112015001872T5 - Warmgewalztes Stahlblech mit gutem Kaltbearbeitungsvermögen und hervorragender Härte nach der Bearbeitung

Info

Publication number: DE112015001872T5
Application number: DE112015001872.7T
Authority: DE
Inventors: Katsura Kajihara
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-04-18
Filing date: 2015-04-16
Publication date: 2017-01-05
Also published as: KR101736019B1; KR20160124239A; WO2015159965A1; JP2015206071A; JP6284813B2; CN106232847B; MX2016013517A; US20170037496A1; CN106232847A

Abstract

Dieses warmgewalzte Stahlblech weist eine Dicke von 3 bis 20 mm auf und enthält spezifische Mengen von C, Si, Mn, P, S, Al und N, wobei es sich bei dem Rest um Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen handelt. Die Gehalte von N in fester Lösung, C und N liegen innerhalb spezifischer Bereiche und bainitischer Ferrit mit einer spezifischen durchschnittlichen Kristallkorngröße und Perlit nehmen in der Struktur spezifische Flächen ein, wobei es sich bei dem Rest um polygonalen Ferrit handelt. Dieses warmgewalzte Stahlblech weist eine spezifische Härteverteilung in der Dickenrichtung auf.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlblech, das ein zufriedenstellendes Kaltbearbeitungsvermögen (Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung) aufweist, wenn es so kaltbearbeitet wird, dass es lokal einer sehr großen Verformungsbeanspruchung unterliegt, und das nach der Bearbeitung eine vorgegebene Härte aufweist.
STAND DER TECHNIK
In den letzten Jahren sind im Hinblick auf den Umweltschutz mehr und mehr leichtere Stahlmaterialien, d. h., mit einer höheren Festigkeit, zur Verwendung in verschiedenen Bauteilen für Kraftfahrzeuge erforderlich, wie z. B. Getriebebauteilen, wie z. B. ein Zahnrad, und Gehäusen, und zwar zum Erhöhen der Kraftstoffwirtschaftlichkeit von Kraftfahrzeugen. Zum Erfüllen dieser Anforderung in Bezug auf ein geringeres Gewicht und eine höhere Festigkeit wurde ein Stahlmaterial, das durch Warmschmieden eines Stahlstabs hergestellt worden ist (warmgeschmiedetes Material), als üblicherweise verwendetes Stahlmaterial eingesetzt. Darüber hinaus nimmt zur Verminderung der CO₂-Emission in dem Verfahren zur Herstellung von Bauteilen auch ein Erfordernis in Bezug auf das Kaltschmieden von Bauteilen, wie z. B. eines Zahnrads, die bisher durch Warmschmieden bearbeitet worden sind, mehr und mehr zu.
Eine Kaltbearbeitung (ein Kaltschmieden) ist dahingehend vorteilhaft, dass die Produktivität verglichen mit einem Warmbearbeiten und einem Halbwarmbearbeiten hoch ist und sowohl die Abmessungsgenauigkeit als auch die Stahlmaterialausbeute hoch sind. Das Problem, das in dem Fall der Herstellung von Bauteilen durch eine Kaltbearbeitung auftritt, besteht darin, dass zwangsläufig ein Stahlmaterial mit einer hohen Festigkeit, d. h., einer hohen Verformungsbeständigkeit, verwendet werden muss, so dass sichergestellt wird, dass die Festigkeit von kaltbearbeiteten Bauteilen gleich einem erwarteten vorgegebenen Wert oder höher als dieser ist. Eine höhere Verformungsbeständigkeit eines Stahlmaterials führt jedoch zu einer Verkürzung der Gebrauchsdauer eines Metallformwerkzeugs für die Kaltbearbeitung.
In dem Gebiet von Getriebebauteilen werden Untersuchungen bezüglich der Herstellung von Bauteilen aus Stahlblechen anstelle der Herstellung von geschmiedeten Produkten aus Stahlstäben (Warmschmieden, Kaltschmieden, usw.) zum Zweck der Gewichtsverminderung und Kostensenkung von Bauteilen durchgeführt. Da jedoch Getriebebauteile komplizierte Formen aufweisen, weisen die Bauteile, die aus Stahlblechen durch eine Kaltbearbeitung (Formpressen, Schmieden, usw.) hergestellt worden sind, einen Nachteil dahingehend auf, dass diese Bauteile lokal Abschnitte mit einer extrem großen Verformungsbeanspruchung aufweisen (etwa das 2-fache oder mehr in Bezug auf das wahre Dehnungsausmaß („true strain amount”)), und dass eine Tendenz dahingehend besteht, dass darin eine lokale Rissbildung auftritt.
Daher wird herkömmlich manchmal ein Verfahren durchgeführt, bei dem ein Stahlmaterial zu einer vorgegebenen Form kaltgeschmiedet wird und dann einer Wärmebehandlung wie z. B. einem Abschrecken-Anlassen unterzogen wird, so dass ein hochfestes Bauteil erzeugt wird, bei dem eine vorgegebene Festigkeit (Härte) sichergestellt ist. Die Wärmebehandlung nach dem Kaltschmieden verursacht jedoch zwangsläufig eine Veränderung der Bauteilabmessung und das Bauteil muss durch eine Bearbeitung, wie z. B. eine spanabhebende Bearbeitung, sekundär korrigiert werden. Es war eine mögliche Lösung zum Weglassen des Schritts der Wärmebehandlung oder einer Nachbearbeitung erforderlich.
Zum Lösen der vorstehend genannten Probleme ist es z. B. offenbart, dass dann, wenn der Vorgang des natürlichen Alterns durch die Verwendung von gelöstem C in einem kohlenstoffarmen Stahl beschränkt wird, so dass ein vorgegebenes Ausmaß einer Alterungshärtung aufgrund einer Reckalterung sichergestellt wird, ein Walzdraht/Stahlstab zum Kaltschmieden erhalten werden kann, der hervorragende Reckalterungseigenschaften aufweist (vgl. das Patentdokument 1).
Bei dieser Technik wird jedoch die Reckalterung nur durch die Menge von gelöstem C eingestellt und ein Stahlmaterial mit einem ausreichenden Kaltbearbeitungsvermögen sowie einer vorgegebenen Oberflächenqualität und Härte/Festigkeit nach der Bearbeitung kann kaum erhalten werden.
Der vorliegende Anmelder hat ferner verschiedene Untersuchungen durch Konzentrieren der Aufmerksamkeit auf den Unterschied der Wirkungen von gelöstem C und gelöstem N, die in einem Stahlmaterial enthalten sind, auf die Verformungsbeständigkeit und die statische Reckalterung durchgeführt. Als Ergebnis wurde gefunden, dass dann, wenn die Mengen dieser gelösten Elemente in einer geeigneten Weise eingestellt werden, ein Stahlmaterial für eine mechanische Struktur, das ein gutes Kaltbearbeitungsvermögen während der Bearbeitung aufweist und eine vorgegebene Härte (Festigkeit) nach der Kaltbearbeitung (Kaltschmieden) aufweist, erhalten werden kann. Der vorliegende Anmelder hat bereits eine Patentanmeldung auf der Basis dieser Erkenntnis eingereicht (vgl. das Patentdokument 2).
Dieses Stahlmaterial realisiert sowohl eine gute Kaltbearbeitbarkeit als auch eine größere Härte (höhere Festigkeit) nach der Bearbeitung, ist jedoch ein warmgeschmiedetes Material, ähnlich wie der Walzdraht/Stahlstab, der im Patentdokument 1 beschrieben ist, und die Herstellungskosten sind in einer nachteiligen Weise hoch. Um die Herstellungskosten stärker zu senken, werden auch Untersuchungen zur Herstellung von Kraftfahrzeugbauteilen durch Kaltbearbeiten unter Verwendung eines warmgewalzten Stahlblechs anstelle des herkömmlichen warmgeschmiedeten Materials durchgeführt.
Beispielsweise wurde ein warmgewalztes Stahlblech für eine Nitrierbehandlung vorgeschlagen, bei dem nach der Nitrierbehandlung eine große Oberflächenhärte und eine ausreichende Härtungstiefe erhalten werden (vgl. das Patentdokument 3).
Diese Technik erfordert jedoch ferner eine Nitrierbehandlung nach der Kaltbearbeitung und weist ein Problem dahingehend auf, dass eine ausreichende Kostensenkung nicht realisiert werden kann.
Darüber hinaus wurde ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Zusammensetzung vorgeschlagen, die C: 0,10% oder weniger, Si: weniger als 0,01%, Mn: 1,5% oder weniger und Al: 0,20% oder weniger enthält, (Ti + Nb)/2: von 0,05 bis 0,50% und S: 0,005% oder weniger, N: 0,005% oder weniger und O: 0.004% oder weniger enthält, wobei die Gesamtmenge von S, N und O 0,0100% oder weniger beträgt, wobei die Mikrostruktur im Wesentlichen eine Ferrit-Einzelphase von 95% oder mehr ist. Es wird davon ausgegangen, dass dieses warmgewalzte Stahlblech eine hervorragende Abmessungsgenauigkeit einer fein geschnittenen bzw. gestanzten Oberfläche aufweist, wodurch eine sehr große Oberflächenhärte der geschnittenen bzw. gestanzten Oberfläche nach der Bearbeitung sichergestellt ist, und auch in Bezug auf die Beständigkeit gegen einen roter Zunder-Fehler hervorragend ist (vgl. das Patentdokument 4).
Dieses warmgewalzte Stahlblech, bei dem N als schädliches Element auf einen sehr niedrigen Gehalt beschränkt ist, unterscheidet sich im Hinblick auf das technische Konzept grundlegend von dem warmgewalzten Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung, bei dem N positiv eingesetzt wird.
DOKUMENTE DES STANDES DER TECHNIK
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: JP-A-H10-306345
Patentdokument 2: JP-A-2009-228125
Patentdokument 3: JP-A-2007-162138
Patentdokument 4: JP-A-2004-137607

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
DURCH DIE ERFINDUNG ZU LÖSENDE PROBLEME
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die unter diesen Umständen gemacht worden ist, ist die Bereitstellung eines warmgewalzten Stahlblechs, das eine zufriedenstellende Kaltbearbeitbarkeit (Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung) aufweist, wenn es so kaltbearbeitet wird, dass es einem übermäßig hohen Grad von Verformungsbeanspruchungen unterliegt, und das nach der Bearbeitung eine vorgegebene Härte aufweist.
MITTEL ZUM LÖSEN DER PROBLEME
In einem warmgewalzten Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung des ersten Aspekts der vorliegenden Erfindung
beträgt die Blechdicke von 3 bis 20 mm,
eine Komponentenzusammensetzung umfasst, in Massen-%,
C: mehr als 0% und 0,3% oder weniger,
Si: mehr als 0% und 0,5% oder weniger,
Mn: von 0,2 bis 1%,
P: mehr als 0% und 0,05% oder weniger,
S: mehr als 0% und 0,05% oder weniger,
Al: von 0,01 bis 0,1% und
N: von 0,008 bis 0,025%,
wobei es sich bei dem Rest um Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen handelt, wobei
gelöster N: 0,007% oder mehr beträgt und
die Gehalte von C und N die Beziehung 10C + N ≤ 3,0 erfüllen,
eine Mikrostruktur, als Flächenanteil bezogen auf die gesamte Mikrostruktur, bainitischen Ferrit: 5% oder mehr, Perlit: weniger als 20% und als Rest polygonalen Ferrit umfasst,
die durchschnittliche Korngröße des bainitischen Ferrits in einem Bereich von 3 bis 50 μm liegt und
(Hv_max – HV_min)/Hv_min ≤ 0,3 ist, worin in einer Härteverteilung in der Dickenrichtung Hv_max und Hv_min jeweils der maximale Wert und der minimale Wert der Vickers-Härtewerte von drei Abschnitten sind, die ein Oberflächenabschnitt, ein t/4-Abschnitt, wobei t die Blechdicke ist, und ein zentraler Abschnitt sind.
In dem warmgewalzten Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung des zweiten Aspekts der vorliegenden Erfindung gemäß dem ersten Aspekt umfasst die Komponentenzusammensetzung ferner, in Massen-%:
mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr: mehr als 0% und 2% oder weniger und Mo: mehr als 0% und 2% oder weniger.
In dem warmgewalzten Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung des dritten Aspekts der vorliegenden Erfindung gemäß des ersten oder zweiten Aspekts umfasst die Komponentenzusammensetzung ferner, in Massen-%:
mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ti: mehr als 0% und 0,2% oder weniger, Nb: mehr als 0% und 0,2% oder weniger und V: mehr als 0% und 0,2% oder weniger.
In dem warmgewalzten Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung des vierten Aspekts der vorliegenden Erfindung gemäß einem des ersten bis dritten Aspekts umfasst die Komponentenzusammensetzung ferner, in Massen-%:
B: mehr als 0% und 0,005% oder weniger.
In dem warmgewalzten Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung des fünften Aspekts der vorliegenden Erfindung gemäß einem des ersten bis vierten Aspekts umfasst die Komponentenzusammensetzung ferner, in Massen-%:
mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cu: mehr als 0% und 5% oder weniger, Ni: mehr als 0% und 5% oder weniger und Co: mehr als 0% und 5% oder weniger.
In dem warmgewalzten Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung des sechsten Aspekts der vorliegenden Erfindung gemäß einem des ersten bis fünften Aspekts umfasst die Komponentenzusammensetzung ferner, in Massen-%:
mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ca: mehr als 0% und 0,05% oder weniger, Seltenerdmetall(e): mehr als 0% und 0,05% oder weniger, Mg: mehr als 0% und 0,02% oder weniger, Li: mehr als 0% und 0,02% oder weniger, Pb: mehr als 0% und 0,5% oder weniger und Bi: mehr als 0% und 0,5% oder weniger.
WIRKUNGEN DER ERFINDUNG
Gemäß der vorliegenden Erfindung weist das warmgewalzte Stahlblech eine Mikrostruktur auf, die vorwiegend bainitischen Ferrit mit einer vorgegebenen durchschnittlichen Korngröße und polygonalen Ferrit enthält, und in dem die Menge von gelöstem N sichergestellt worden ist und der Gehalt von C und der Gehalt von N eine vorgegebene Beziehung erfüllen. Aufgrund dessen weist das warmgewalzte Stahlblech eine verminderte Verformungsbeständigkeit während der Kaltbearbeitung auf, wodurch die Lebensdauer der Matrize verlängert wird. Da dieses warmgewalzte Stahlblech ferner eine Härteverteilung in der Dickenrichtung aufweist, die so eingestellt ist, dass sie in einem vorgegebenen Bereich liegt, neigt dieses warmgewalzte Stahlblech selbst bei einer Kaltbearbeitung, die lokal eine extrem große Verformungsbeanspruchung verursachen kann, weniger zu einer lokalen Rissbildung, und die daraus durch Bearbeiten erhaltenen Bauteile können eine vorgegebene Härte aufweisen.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
1 ist eine Ansicht, die diagrammartig den Aufbau des Kompressionstestgeräts des Keiltyps zeigt, das in den Beispielen zur Bewertung des Vermögens für eine intensive Kaltbearbeitung verwendet worden ist.
MODI ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
Das warmgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung (nachstehend auch als „Stahlblech der vorliegenden Erfindung” oder lediglich als „Stahlblech” bezeichnet) wird nachstehend detaillierter erläutert. Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung weist die Merkmale auf, dass die Menge von gelöstem N sichergestellt ist und dass es einen C-Gehalt und N-Gehalt aufweist, die einer vorgegebenen Beziehung genügen, und zwar entsprechend dem warmgeschmiedeten Material, das in dem Patentdokument 2 beschrieben ist. Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung unterscheidet sich jedoch von dem warmgeschmiedeten Material, das in dem Patentdokument 2 beschrieben ist, darin, dass das Stahlblech der vorliegenden Erfindung einen C-Gehalt aufweist, der einen relativ hohen Wert aufweisen kann, und eine bainitischer Ferrit/polygonaler Ferrit/Perlit-Mehrphasenmikrostruktur aufweist, dass die bainitischen Ferritkörner gefeint sind und dass das Stahlblech eine Härteverteilung in der Dickenrichtung aufweist, die so eingestellt ist, dass sie in einem vorgegebenen Bereich liegt.
[Dicke des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung: von 3 bis 20 mm]
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung ist ein Stahlblech mit einer Dicke von 3 bis 20 mm. Wenn die Blechdicke weniger als 3 mm beträgt, kann die Steifigkeit als Struktur nicht sichergestellt werden. Wenn andererseits die Bleckdicke 20 mm übersteigt, kann die Mikrostruktur, die in der vorliegenden Erfindung angegeben ist, kaum erreicht werden und die gewünschten Wirkungen können nicht erhalten werden. Die Bleckdicke beträgt vorzugsweise von 4 bis 19 mm.
Als nächstes wird die Komponentenzusammensetzung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung beschrieben. Im Folgenden sind die Einheiten der chemischen Komponenten alle Massen-%.
[Komponentenzusammensetzung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung]
<C: mehr als 0% und 0,3% oder weniger>
C ist ein Element, das die Bildung der Mikrostruktur des Stahlblechs stark beeinflusst, und obwohl die Mikrostruktur eine bainitischer Ferrit-polygonaler Ferrit-Perlit-Mehrphasenmikrostruktur ist, muss der Gehalt dieses Elements zur Bildung einer Mikrostruktur auf bainitischer Ferrit-polygonaler Ferrit-Basis mit so wenig Perlit wie möglich beschränkt werden. Wenn zu viel C enthalten ist, wird der Perlitanteil in der Mikrostruktur des Stahlblechs erhöht, wobei die Befürchtung besteht, dass die Verformungsbeständigkeit aufgrund einer Kaltverfestigung von Perlit übermäßig wird. Daher ist der C-Gehalt in dem Stahlblech auf 0,3% oder weniger, vorzugsweise 0,25% oder weniger, mehr bevorzugt 0,2% oder weniger und insbesondere 0,15% oder weniger beschränkt. Wenn der C-Gehalt jedoch zu gering ist, kann eine Desoxidation während des Schmelzens des Stahls nur schwer erreicht werden und gleichzeitig können die Festigkeit und die Härte nach dem Kaltbearbeiten kaum erfüllt werden. Daher beträgt der C-Gehalt vorzugsweise 0,0005% oder mehr, mehr bevorzugt 0,0008% oder mehr und noch mehr bevorzugt 0,001% oder mehr.
<Si: mehr als 0% und 0,5% oder weniger>
Si bildet eine feste Lösung in Stahl, so dass dadurch die Verformungsbeständigkeit des Stahlblechs erhöht wird, und es ist folglich ein Element, das so stark wie möglich vermindert werden muss. Zur Unterdrückung der Zunahme der Verformungsbeständigkeit wird daher der Si-Gehalt in dem Stahlblech auf 0,5% oder weniger, vorzugsweise 0,45% oder weniger, mehr bevorzugt 0,4% oder weniger und noch mehr bevorzugt 0,3% oder weniger beschränkt. Wenn der Si-Gehalt extrem gering ist, kann eine Desoxidation während des Schmelzens jedoch nur schwer erreicht werden und gleichzeitig können die Festigkeit und die Härte nach der Kaltbearbeitung kaum erfüllt werden. Daher beträgt der Si-Gehalt vorzugsweise 0,005% oder mehr, mehr bevorzugt 0,008% oder mehr und noch mehr bevorzugt 0,01% oder mehr.
<Mn: von 0,2 bis 1%>
Mn ist ein Element, das in einem Stahlherstellungsverfahren Desoxidationswirkungen und Entschwefelungswirkungen ausübt. Ferner werden dann, wenn der N-Gehalt in dem Stahlmaterial erhöht wird, aufgrund des dynamischen Reckalterns durch eine Wärmeerzeugung während der Bearbeitung leicht Risse erzeugt, jedoch weist dabei Mn andererseits die Wirkung des Verbesserns der Bearbeitbarkeit und der Hemmung einer Rissbildung auf. Um diese Wirkungen effektiv herbeizuführen, beträgt der Mn-Gehalt in dem Stahlblech 0,2% oder mehr, vorzugsweise 0,22% oder mehr und mehr bevorzugt 0,25% oder mehr. Wenn der Mn-Gehalt zu groß ist, wird jedoch die Verformungsbeständigkeit übermäßig und eine Ausscheidung tritt auf, so dass in der Mikrostruktur eine Heterogenität erzeugt wird. Daher beträgt der Mn-Gehalt 1% oder weniger, vorzugsweise 0,98% oder weniger und mehr bevorzugt 0,95% oder weniger.
<P: mehr als 0% und 0,05% oder weniger>
P ist ein Verunreinigungselement, das unvermeidbar in dem Stahl enthalten ist. Es ist ein Element, das, wenn es in Ferrit enthalten ist, an einer Ferritkorngrenze ausgeschieden wird, so dass es die Kaltbearbeitbarkeit verschlechtert und zu einer Härtung von Ferrit durch eine feste Lösung beiträgt und dadurch eine Erhöhung der Verformungsbeständigkeit bewirkt. Daher wird der P-Gehalt im Hinblick auf die Kaltbearbeitbarkeit vorzugsweise so stark wie möglich vermindert, wobei jedoch dann, wenn er übermäßig vermindert wird, die Stahlherstellungskosten ansteigen. Daher beträgt der Gehalt unter Berücksichtigung der Verfahrensmöglichkeiten 0,05% oder weniger und vorzugsweise 0,03% oder weniger.
<S: mehr als 0% und 0,05% oder weniger>
S ist wie P auch eine unvermeidbare Verunreinigung und es ist ein Element, das als FeSan einer Korngrenze in einer Filmform ausgeschieden wird, so dass die Bearbeitbarkeit verschlechtert wird. Darüber hinaus weist es auch eine Wirkung dahingehend auf, dass es eine Warmbrüchigkeit verursacht. In der vorliegenden Erfindung beträgt der S-Gehalt im Hinblick auf die Verbesserung des Verformungsvermögens 0,05% oder weniger und vorzugsweise 0,03% oder weniger. Die Verminderung des S-Gehalts auf 0 ist in der Industrie jedoch schwierig. Da S eine Wirkung der Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit aufweist, wird im Hinblick auf die Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit empfohlen, dass S in einer Menge von vorzugsweise 0,002% oder mehr und mehr bevorzugt 0,006% oder mehr enthalten ist.
<Al: von 0,01 bis 0,1%>
Al ist ein Element, das für die Desoxidation in einem Stahlherstellungsverfahren wirksam ist. Um diese Desoxidationswirkung zu erhalten, beträgt der Al-Gehalt in dem Stahlblech 0,01% oder mehr, vorzugsweise 0,015% oder mehr und mehr bevorzugt 0,02% oder mehr. Wenn der Al-Gehalt jedoch übermäßig groß ist, wird die Zähigkeit vermindert und es findet leicht eine Rissbildung statt. Daher beträgt der Gehalt 0,1% oder weniger, vorzugsweise 0,09% oder weniger und mehr bevorzugt 0,08 Massen-% oder weniger.
<N: von 0,008 bis 0,025%>
N ist ein wichtiges Element zum Erhalten einer vorgegebenen Festigkeit durch ein statisches Reckaltern nach der Bearbeitung. Daher beträgt der N-Gehalt in dem Stahlblech 0,008% oder mehr, vorzugsweise 0,0085% oder mehr und mehr bevorzugt 0,009% oder mehr. Wenn der N-Gehalt jedoch übermäßig groß ist, wird die Wirkung einer dynamischen Reckalterung während der Bearbeitung zusätzlich zu der statischen Reckalterung signifikant und folglich wird die Verformungsbeständigkeit erhöht, was nicht geeignet ist. Daher beträgt der Gehalt 0,025% oder weniger, vorzugsweise 0,023% oder weniger und mehr bevorzugt 0,02% oder weniger.
<Gelöster N: 0,007% oder mehr>
Ferner kann durch Sicherstellen eines Gehalts von gelöstem N (nachstehend als „Menge von gelöstem N” bezeichnet) in dem Stahlblech die statische Reckalterung gefördert werden, ohne die Verformungsbeständigkeit sehr stark zu erhöhen. Zum Sicherstellen einer erforderlichen Festigkeit nach der Kaltbearbeitung ist eine Menge von gelöstem N von 0,007% oder mehr erforderlich. In einem Fall, bei dem die Menge von gelöstem N zu hoch ist, wird nicht nur die Kaltbearbeitbarkeit verschlechtert, sondern auch die Menge von gelöstem N, der an Bearbeitungsbeanspruchungen gebunden ist, wird erhöht, und es besteht eine Tendenz dahingehend, dass dies zu einer Härteverteilung entlang der Dickenrichtung des warmgewalzten Blechs führt. Diese Härteverteilung in der Dickenrichtung kann selbst dann nicht ausgeschlossen werden, wenn die Anlassbedingungen, die später beschrieben werden, angewandt werden, und dieses warmgewalzte Stahlblech neigt zu einem Reißen, wenn es einer Bearbeitung unterzogen wird, die eine extrem große lokale Verformungsbeanspruchung verursachen kann. Folglich beträgt die Menge von gelöstem N vorzugsweise 0,03% oder weniger. Da der Gehalt von N in dem Stahlmaterial 0,025% oder weniger beträgt, tritt der Fall, bei dem die Menge von gelöstem N 0,025% oder mehr beträgt, nicht wesentlich auf.
Dabei ist die Menge von gelöstem N in der vorliegenden Erfindung eine Menge, die durch Subtrahieren der Menge der gesamten N-Verbindungen von der gesamten N-Menge in dem Stahlblech gemäß JIS G 1228 bestimmt wird. Ein Beispiel für das Verfahren zur Messung der gelösten Menge von N in der Praxis ist nachstehend beschrieben.
(a) Inertgasschmelzverfahren-Wärmeleitfähigkeitsverfahren (Messung der gesamten N-Menge)
Eine aus einem Testmaterial herausgeschnittene Probe wird in einem Tiegel angeordnet und in einem Inertgasstrom geschmolzen, so dass N extrahiert wird, und der Extrakt wird in eine Wärmeleitfähigkeitszelle überführt und bezüglich der Veränderung der Wärmeleitfähigkeit gemessen, so dass die gesamte N-Menge bestimmt wird.
(b) Destillative Ammoniakabtrennung und Indophenolblau-Absorptionsmessung (Messung der Menge der gesamten N-Verbindungen)
Eine aus einem Testmaterial herausgeschnittene Probe wird in einer Elektrolytlösung des 10% AA-Typs gelöst und eine Elektrolyse mit konstantem Strom wird zur Messung der Menge der gesamten N-Verbindungen in dem Stahl durchgeführt. Die verwendete Elektrolytlösung des 10% AA-Typs ist eine Elektrolytlösung des nicht-wässrigen Lösungsmitteltyps, die aus 10% Aceton und 10% Tetramethylammoniumchlorid zusammengesetzt ist, wobei der Rest Methanol ist, und es handelt sich um eine Lösung, die keinen passiven Film auf der Stahloberfläche bildet.
Etwa 0,5 g der Probe des Testmaterials werden in der Elektrolytlösung des 10% AA-Typs gelöst und der erzeugte unlösliche Rückstand (N-Verbindungen) wird durch einen aus Polycarbonat hergestellten Filter mit einer Porengröße von 0,1 μm filtriert. Der erhaltene unlösliche Rückstand wird durch Erwärmen in verdünnter Schwefelsäure, Kaliumsulfat und Spänen aus reinem Kupfer zersetzt und das Zersetzungsprodukt wird mit dem Filtrat vereinigt. Die resultierende Lösung wird mit Natriumhydroxid alkalisch gemacht und dann einer Dampfdestillation unterzogen und das abdestillierte Ammoniak wird durch verdünnte Schwefelsäure absorbiert. Ferner werden Phenol, Natriumhypochlorit und Natriumpentacyanonitrosylferrat(III) zugesetzt, so dass ein blauer Komplex erzeugt wird, und dessen Extinktion wird unter Verwendung eines Absorptionsmessgeräts zur Bestimmung der Menge der gesamten N-Verbindungen gemessen.
Die Menge von gelöstem N kann durch Subtrahieren der Menge der gesamten N-Verbindungen, die durch das Verfahren (b) bestimmt worden ist, von der gesamten N-Menge, die durch das Verfahren (a) bestimmt worden ist, bestimmt werden.
<Die Gehalte von C und N erfüllen die Beziehung 10C + N ≤ 3,0>
In dem Stahlmaterial der vorliegenden Erfindung erhöht der gelöste C die Verformungsbeständigkeit stark und trägt nicht sehr viel zu einer statischen Reckalterung bei, und andererseits kann der gelöste N die statische Reckalterung ohne sehr starkes Erhöhen der Verformungsbeständigkeit fördern und er weist daher eine Wirkung dahingehend auf, dass er eine Zunahme der Härte nach der Bearbeitung ermöglicht. Daher müssen bei dem Stahlmaterial der vorliegenden Erfindung zur Erhöhung der Härte nach der Bearbeitung ohne sehr starkes Erhöhen der Verformungsbeständigkeit während der Bearbeitung der C-Gehalt und der N-Gehalt die Beziehung 10C + N ≤ 3,0 erfüllen. Sie beträgt vorzugsweise 0,009 ≤ 10C + N ≤ 2,8, mehr bevorzugt 0,01 ≤ 10C + N ≤ 2,5 und noch mehr bevorzugt 0,01 ≤ 10C + N ≤ 2,0. Im Hinblick auf die Kornfeinung in dem warmgewalzten Stahlblech und ein Sicherstellen der Formbarkeit des Stahlblechs sind der C-Gehalt und die Menge von gelöstem C in einem gewissen Maß erforderlich, jedoch sind dann, wenn 10C + N> 3,0, die Mengen von C und/oder N zu groß und die Verformungsbeständigkeit wird übermäßig. In der vorstehenden Ungleichung ist der Koeffizient des C-Gehalts auf das 10-fache des Koeffizienten des N-Gehalts eingestellt, und zwar unter Berücksichtigung der Tatsache, dass selbst dann, wenn die Gehalte gleich sind, der Grad der Zunahme der Festigkeit und der Verformungsbeständigkeit in dem warmgewalzten Stahlblech der vorliegenden Erfindung, der auf den gelösten C zurückzuführen ist, um etwa eine Stelle (10-fach) größer ist als derjenige, der auf den gelösten N zurückzuführen ist.
Der Stahl der vorliegenden Erfindung enthält grundsätzlich die vorstehend beschriebenen Komponenten, wobei es sich bei dem Rest um Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen handelt, jedoch können zusätzlich die folgenden zulässigen Komponenten zugesetzt werden, solange die Wirkung der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigt wird.
<Mindestens ein Mitglied, das aus der Gruppe, bestehend aus Cr: mehr als 0% und 2% oder weniger und Mo: mehr als 0% und 2% oder weniger, ausgewählt ist>
Cr ist ein Element mit einer Wirkung des Erhöhens der Korngrenzenfestigkeit und dadurch des Erhöhens des Verformungsvermögens des Stahls. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Cr vorzugsweise in einer Menge von 0,2% oder mehr enthalten, wobei jedoch dann, wenn zu viel Cr enthalten ist, die Verformungsbeständigkeit erhöht werden kann, so dass die Kaltbearbeitbarkeit vermindert wird. Daher wird empfohlen, dass dessen Gehalt 2% oder weniger, ferner 1,5% oder weniger und insbesondere 1% oder weniger beträgt.
Mo ist ein Element, das eine Wirkung des Erhöhens der Härte des Stahlmaterials nach der Bearbeitung und des Verformungsvermögens aufweist. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Mo vorzugsweise in einer Menge von 0,04% oder mehr, mehr bevorzugt 0,08% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel Mo enthalten ist, kann die Kaltbearbeitbarkeit verschlechtert werden. Daher wird empfohlen, dass dessen Gehalt 2% oder weniger, ferner 1,5% oder weniger und insbesondere 1% oder weniger beträgt.
<Mindestens ein Mitglied, das aus der Gruppe, bestehend aus Ti: mehr als 0% und 0,2% oder weniger, Nb: mehr als 0% und 0,2% oder weniger und V: mehr als 0% und 0,2% oder weniger, ausgewählt ist>
Diese Elemente weisen eine hohe Affinität für N auf und sind Elemente, welche die Rolle der Bildung von N-Verbindungen durch gleichzeitiges Vorliegen mit N, des Feinens des Stahlkorns, des Erhöhens der Zähigkeit eines verarbeiteten Produkts, das nach der Kaltbearbeitung erhalten worden ist, und auch des Erhöhens der Rissbildungsbeständigkeit erfüllen. Wenn jedes Element in einer Menge über dem oberen Grenzwert enthalten ist, wird eine Wirkung des Verbesserns der Eigenschaften nicht erhalten. Daher wird empfohlen, dass der Gehalt jedes Elements 0,2% oder weniger, ferner von 0,001 bis 0,15% und insbesondere von 0,002 bis 0,1% beträgt.
<B: mehr als 0% und 0,005% oder weniger>
Entsprechend den vorstehenden Ti, Nb und V weist B eine hohe Affinität für N auf und ist ein Element, das die Rolle des Bildens einer N-Verbindung durch gleichzeitiges Vorliegen mit N erfüllt, das Stahlkorn feint, die Zähigkeit eines nach der Kaltbearbeitung erhaltenen verarbeiteten Produkts erhöht und auch die Rissbildungsbeständigkeit erhöht. Daher kann in dem Fall, bei dem das Stahlblech der vorliegenden Erfindung B enthält, eine vorgegebene Menge von gelöstem N sichergestellt werden, so dass die Festigkeit nach der Kaltbearbeitung erhöht wird. Aus diesem Grund wird empfohlen, dass dessen Gehalt 0,005% oder weniger, ferner von 0,0001 bis 0,0035% und insbesondere von 0,0002 bis 0,002% beträgt.
<Mindestens ein Mitglied, das aus der Gruppe, bestehend aus Cu: mehr als 0% und 5% oder weniger, Ni: mehr als 0% und 5% oder weniger und Co: mehr als 0% und 5% oder weniger, ausgewählt ist>
Alle diese Elemente weisen eine Wirkung des Härtens des Stahlmaterials durch Reckaltern auf und es sind Elemente, die zum Erhöhen der Festigkeit nach der Bearbeitung wirksam sind. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist jedes dieser Elemente vorzugsweise in einer Menge von 0,1% oder mehr und ferner 0,3% oder mehr enthalten. Wenn der Gehalt von jedem dieser Elemente jedoch viel zu hoch ist, können der Effekt des Härtens des Stahlmaterials durch Reckaltern und ferner der Effekt des Erhöhens der Festigkeit nach der Bearbeitung gesättigt sein oder die Rissbildung kann gefördert werden. Daher wird empfohlen, dass jedes davon in einer Menge von 5% oder weniger, ferner 4% oder weniger und insbesondere 3% oder weniger vorliegt.
<Mindestens ein Mitglied, das aus der Gruppe, bestehend aus Ca: 0,05% oder weniger (ausschließlich 0%), Seltenerdmetall(e): 0,05% oder weniger (ausschließlich 0%), Mg: 0,02% oder weniger (ausschließlich 0%), Li: 0,02% oder weniger (ausschließlich 0%), Pb: 0,5% oder weniger (ausschließlich 0%) und Bi: 0,5% oder weniger (ausschließlich 0%), ausgewählt ist>
Ca ist ein Element, das einen Einschluss auf Sulfidverbindungsbasis, wie z. B. MnS, kugelförmig macht, wodurch das Verformungsvermögen von Stahl verbessert wird und gleichzeitig ein Beitrag zur Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit geleistet wird. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Ca vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr und ferner 0,001% oder mehr enthalten. Wenn es in einer zu großen Menge enthalten ist, ist dessen Wirkung gesättigt und eine Wirkung, die mit dem Gehalt konsistent ist, kann nicht erwartet werden. Daher werden 0,05% oder weniger, ferner 0,03% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
Ein Seltenerdmetall ist wie Ca ein Element, das einen Einschluss auf Sulfidverbindungsbasis, wie z. B. MnS, kugelförmig macht, wodurch das Verformungsvermögen von Stahl verbessert wird und gleichzeitig ein Beitrag zur Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit geleistet wird. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist das Seltenerdmetall vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr und ferner 0,001% oder mehr enthalten. Wenn es in einer zu großen Menge enthalten ist, ist dessen Wirkung gesättigt und eine Wirkung, die mit dem Gehalt konsistent ist, kann nicht erwartet werden. Daher werden 0,05% oder weniger, ferner 0,03% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
Das ”Seltenerdmetall”, das in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, soll Lanthanoidelemente (15 Elemente von La bis Lu) sowie Sc (Scandium) und Y (Yttrium) umfassen. Es ist bevorzugt, dass von diesen Elementen mindestens ein Element enthalten ist, das aus der Gruppe, bestehend aus La, Ce und Y, ausgewählt ist, und es ist mehr bevorzugt, dass La und/or Ce enthalten sind.
Mg ist wie Ca ein Element, das einen Einschluss auf Sulfidverbindungsbasis, wie z. B. MnS, kugelförmig macht, wodurch das Verformungsvermögen von Stahl verbessert wird und gleichzeitig ein Beitrag zur Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit geleistet wird. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Mg vorzugsweise in einer Menge von 0,0002% oder mehr und ferner 0,0005% oder mehr enthalten. Wenn es in einer zu großen Menge enthalten ist, ist dessen Wirkung gesättigt und eine Wirkung, die mit dem Gehalt konsistent ist, kann nicht erwartet werden. Daher werden 0,02% oder weniger, ferner 0,015% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
Li ist wie Ca ein Element, das einen Einschluss auf Sulfidverbindungsbasis, wie z. B. MnS, kugelförmig macht, wodurch das Verformungsvermögen von Stahl verbessert wird und gleichzeitig ein Beitrag zur Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit geleistet wird, und zwar durch Senken des Schmelzpunkts eines Oxids auf Al-Basis und dadurch unschädlich machen desselben. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Li vorzugsweise in einer Menge von 0,0002% oder mehr und ferner 0,0005% oder mehr enthalten. Wenn es in einer zu großen Menge enthalten ist, ist dessen Wirkung gesättigt und eine Wirkung, die mit dem Gehalt konsistent ist, kann nicht erwartet werden. Daher werden 0,02% oder weniger, ferner 0,015% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
Pb ist ein Element, das zur Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit wirksam ist. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Pb vorzugsweise in einer Menge von 0,005% oder mehr und ferner 0,01% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel davon enthalten ist, tritt ein Problem bei der Herstellung auf, wie z. B. die Bildung einer Walzmarkierung. Daher werden 0,5% oder weniger, ferner 0,4% oder weniger und insbesondere 0,3% oder weniger empfohlen.
Bi ist wie Pb ein Element, das zur Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit wirksam ist. Um eine solche Wirkung effektiv herbeizuführen, ist Bi vorzugsweise in einer Menge von 0,005% oder mehr und ferner 0,01% oder mehr enthalten. Wenn zu viel davon enthalten ist, ist die Wirkung der Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit gesättigt. Daher werden 0,5 Massen-% oder weniger, ferner 0,4% oder weniger und insbesondere 0,3% oder weniger empfohlen.
Nachstehend wird die Mikrostruktur beschrieben, die das Stahlblech der vorliegenden Erfindung kennzeichnet.
[Mikrostruktur des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung]
Obwohl das Stahlblech der vorliegenden Erfindung auf einem Stahl basiert, der eine bainitischer Ferrit/polygonaler Ferrit/Perlit-Mehrphasenmikrostruktur aufweist, wie es vorstehend beschrieben worden ist, ist dieses Stahlblech insbesondere dadurch gekennzeichnet, dass die Größe der bainitischen Ferritkörner eingestellt worden ist, so dass sie in einem spezifischen Bereich liegt, und dass die Härteverteilung in der Dickenrichtung eingestellt worden ist.
<Bainitischer Ferrit: 5% oder mehr, Perlit: weniger als 20% und als Rest polygonaler Ferrit>
Die Mikrostruktur des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung ist aus einer Mehrphasenmikrostruktur ausgebildet, die aus bainitischem Ferrit, polygonalem Ferrit und Perlit zusammengesetzt ist. Bainitischer Ferrit weist während der Kaltbearbeitung nicht nur die Funktion einer Verbesserung der Bearbeitbarkeit auf, sondern weist nach der Bearbeitung auch die Funktion des Erhöhens der Härte und des Unterdrückens der Erzeugung von Fließfiguren auf. Im Hinblick darauf, dass der bainitische Ferrit diese Funktionen wirksam ausübt, beträgt dessen Flächenanteil 5% oder mehr, vorzugsweise 10% oder mehr, mehr bevorzugt 15% oder mehr. Die Obergrenze des Flächenanteils von bainitischem Ferrit in dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung beträgt im Wesentlichen etwa 90%, vorzugsweise 85%, mehr bevorzugt 80%. Ferner wird in einem Fall, bei dem Perlit in einer zu großen Menge vorliegt, die Formbarkeit des Stahlblechs verschlechtert. Folglich beträgt der Flächenanteil von Perlit 20% oder weniger, vorzugsweise 19% oder weniger, mehr bevorzugt 18% oder weniger, besonders bevorzugt 15% oder weniger. Die Untergrenze des Flächenanteils von Perlit in dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung beträgt im Wesentlichen etwa 0,5%, vorzugsweise 1%. Obwohl der Rest polygonaler Ferrit ist, beträgt der Flächenanteil von polygonalem Ferrit vorzugsweise 5% oder mehr.
In der Mikrostruktur des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung liegt neben den vorstehend beschriebenen Mikrostrukturen eine Zementitphase vor. Deren Flächenanteil ist jedoch gering und beträgt höchstens etwa 1%. Folglich wurden in dieser Beschreibung die Flächenanteile von bainitischem Ferrit, polygonalem Ferrit und Perlit normalisiert und so festgelegt, dass der Gesamtflächenanteil dieser drei Phasen 100% beträgt.
<Durchschnittliche Korngröße von bainitischem Ferrit: in einem Bereich von 3 bis 50 μm>
Die durchschnittliche Korngröße von bainitischem Ferrit, der die Mikrostruktur von bainitischem Ferrit bildet, muss in einem Bereich von 3 bis 50 μm liegen, so dass die Bearbeitbarkeit des Stahlblechs verbessert wird und die Oberflächeneigenschaften nach der Bearbeitung verbessert werden. Wenn die Teilchen aus bainitischem Ferrit übermäßig fein sind, wird die Verformungsbeständigkeit zu hoch. Daher beträgt deren durchschnittliche Korngröße 3 μm oder mehr, vorzugsweise 4 μm oder mehr und mehr bevorzugt 5 μm oder mehr. Wenn andererseits der bainitische Ferrit übermäßig grob wird, werden die Oberflächeneigenschaften nach dem Bearbeiten verschlechtert und darüber hinaus werden die Zähigkeit, die Ermüdungseigenschaften, usw., verschlechtert. Daher beträgt dessen durchschnittliche Korngröße 50 μm oder weniger, vorzugsweise 45 μm oder weniger und mehr bevorzugt 40 μm oder weniger.
<Härteverteilung in der Dickenrichtung: Hv_max – Hv_min)/Hv_min auf 0,3 oder weniger eingestellt, worin Hv_max und Hv_min jeweils der maximale Wert und der minimale Wert der Vickers-Härtewerte von drei Abschnitten sind, die ein Oberflächenabschnitt, ein t/4-Abschnitt, wobei t die Blechdicke ist, und ein zentraler Abschnitt sind>
Da Getriebeteile komplizierte Formen aufweisen, führt ein Formpressen oder Schmieden zu Bereichen, die lokal eine extrem große Verformungsbeanspruchung aufweisen (entsprechend einer wahren Dehnung ε von etwa 2 oder größer). In dem Fall von Stählen, die eine große Härteverteilung in der Dickenrichtung aufweisen (Festigkeitsverteilung, Spannungs- bzw. Beanspruchungsverteilung), führen solche großen lokalen Verformungsbeanspruchungen in einer unerwünschten Weise zu uneinheitlichen plastischen Verformungen. In wenig bearbeiteten Bereichen, d. h., Bereichen, die eine geringe Verformungsbeanspruchung aufweisen (weniger als etwa 2 bezogen auf ε), übt die Härteverteilung in der Dickenrichtung nur einen geringen Einfluss aus und führt nicht zu einem Problem. In Bereichen, die ein großes Beanspruchungsausmaß aufweisen (etwa 2 oder größer bezogen auf ε), führt die Härteverteilung in der Dickenrichtung in unerwünschter Weise zu einer lokalen Rissbildung. Um das Auftreten einer lokalen Rissbildung selbst in solchen Bereichen mit einem extrem großen Belastungsausmaß von etwa 2 bezogen auf ε zu verhindern, ist der Wert von (Hv_max – Hv_min)/Hv_min, wobei Hv_max und Hv_min jeweils der maximale Wert und der minimale Wert der Vickers-Härtewerte von drei Abschnitten sind, die ein Oberflächenabschnitt, ein t/4-Abschnitt, wobei t die Blechdicke ist, und ein zentraler Abschnitt sind, als Härteverteilung in der Dickenrichtung auf 0,3 oder weniger, vorzugsweise 0,2 oder weniger, mehr bevorzugt 0,15 oder weniger eingestellt.
Es wird davon ausgegangen, dass der Mechanismus, durch den eine Härteverteilung in der Dickenrichtung in einem herkömmlichen warmgewalzten Stahlblech auftritt, wie folgt ist. In einem warmgewalzten Stahlblech mit einer großen Blechdicke umfassen Beispiele für die Ursachen des Auftretens einer Härteverteilung in der Dickenrichtung einen Unterschied in dem Grad der Bearbeitung zwischen jedem Oberflächenabschnitt und dem zentralen Abschnitt und einen Unterschied bei der Bearbeitungstemperatur (einschließlich die Wärme, die durch die Bearbeitung erzeugt wird) zwischen jedem Oberflächenabschnitt und dem zentralen Abschnitt, wobei diese Unterschiede während des Warmbearbeitens unvermeidlich auftreten. Ferner üben Phasenumwandlungen, die Erzeugung einer Rest- bzw. Eigenspannung und dergleichen, die während des Abkühlens eines Coils auftreten, auch einen Einfluss aus. Da in der vorliegenden Erfindung die Legierungskomponenten des Stahlblechs gelösten N in einer großen Menge umfassen, findet die Bindung von N an Bereiche mit einer großen Bearbeitungsbeanspruchung statt, wodurch in einer unerwünschten Weise die Härte solcher Bereiche, die eine große Bearbeitungsbeanspruchung aufweisen, erhöht wird, und diese Erhöhung der Härte übt ebenfalls einen Einfluss auf. Eine Mehrzahl solcher komplizierter Faktoren verursacht eine Härteverteilung in der Dickenrichtung, die dazu neigt, zu einer Ungleichmäßigkeit der Festigkeit in der Dickenrichtung zu führen.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann folglich dadurch erhalten werden, dass ein Blech, das unmittelbar vorher warmgewalzt worden ist, einem Chargenanlassen unter den empfohlenen Bedingungen unterzogen wird, die später beschrieben werden, so dass dadurch die Härteverteilung in der Dickenrichtung vermindert wird.
[Verfahren zur Messung des Flächenanteils jeder Phase]
Bezüglich des vorstehend genannten Flächenanteils jeder Phase wird jedes Teststahlblech einem Nital-Ätzen unterzogen und fünf Sichtfelder werden durch ein Rasterelektronenmikroskop (SEM, Vergrößerung: 1000-fach) fotografiert und als Ergebnis können die jeweiligen Prozentsätze von bainitischem Ferrit, polygonalem Ferrit und Perlit durch ein Punktzählverfahren bestimmt werden.
Dabei ist der bainitische Ferrit als Ferritteilchen definiert, das in der Bainit(bezeichnet zusammen oberen Bainit und unteren Bainit)-Mikrostruktur vorliegt, in der das Korn in einer axial verlängerten Form vorliegt (vgl. Tadashi Furuhara, ”Current Opinion on Definition of Bainite Structure in Steels”, Netsu Shori, Band 50, Nr. 1, Februar 2010, Seiten 22 bis 27) und das Seitenverhältnis (Hauptachse/Nebenachse-Verhältnis) 2 oder mehr beträgt. Darüber hinaus ist der polygonale Ferrit als Ferritteilchen definiert, in dem das Korn in einer äquiaxialen Form vorliegt und ein Seitenverhältnis (Hauptachse/Nebenachse-Verhältnis) von weniger als 2 aufweist.
[Verfahren zur Messung der durchschnittlichen Korngröße]
Die durchschnittliche Korngröße des vorstehend genannten bainitischen Ferrits kann wie folgt gemessen werden. D. h., die Korngrößen von bainitischem Ferrit, der an drei Abschnitten vorliegt, d. h., einem äußersten Schichtabschnitt, einem Abschnitt bei 1/4 der Blechdicke und einem zentralen Abschnitt in der Blechdickenrichtung, werden gemessen. Bezüglich der Korngröße eines bainitischen Ferritteilchens wird der Seitenflächenteil in der Walzrichtung von jedem Messabschnitt einem Nital-Ätzen unterzogen, fünf Sichtfelder des entsprechenden Bereichs werden durch ein Rasterelektronenmikroskop (SEM, Vergrößerung: 1000-fach) fotografiert und der Durchmesser, der den Schwerpunkt des bainitischen Ferritkorns umfasst, wird durch eine Bildanalyse bestimmt und als die durchschnittliche Korngröße festgelegt.
[Verfahren zur Bestimmung der Härteverteilung in der Dickenrichtung]
Ein Querschnitt in der Dickenrichtung parallel zur Walzrichtung des warmgewalzten Blechs wurde im Hinblick auf die Vickers-Härte (Hv) bezüglich jedem eines Oberflächenabschnitts (befindet sich in einer Tiefe von 400 μm von einer Blechoberfläche), eines Abschnitts bei 1/4 der Blechdicke und eines zentralen Abschnitts in der Blechdickenrichtung unter Verwendung eines Mikro-Vickers-Härtetestgeräts unter Bedingungen einer Belastung von 50 g und einer Anzahl von 5 Messungen untersucht. Der Durchschnitt für die fünf Messungen wurde als die Vickers-Härte jedes Abschnitts verwendet.
Von diesen Vicker-Härtewerten für die drei Abschnitte wurden der maximale Wert Hv_max und der minimale Wert HV_min zur Berechnung von (Hv_max – Hv_min)/Hv_min bestimmt.
Ein bevorzugtes Herstellungsverfahren zum Erhalten des vorstehend beschriebenen Stahlblechs der vorliegenden Erfindung ist nachstehend beschrieben.
[Bevorzugtes Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung]
Die Herstellung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung kann gemäß jedwedem Verfahren durchgeführt werden, solange es sich um ein Verfahren handelt, mit dem ein Ausgangsmaterialstahl mit der vorstehend beschriebenen chemischen Zusammensetzung in einer gewünschten Dicke gebildet werden kann. Beispielsweise kann es mit einem Verfahren hergestellt werden, bei dem unter den folgenden Bedingungen ein geschmolzener Stahl mit der vorstehend beschriebenen Komponentenzusammensetzung in einem Konverter hergestellt wird, einer Barrenherstellung oder einem kontinuierlichen Gießen zur Bildung einer Bramme unterzogen wird und dann zu einem warmgewalzten Stahlblech mit einer gewünschten Dicke gewalzt wird.
[Herstellung eines geschmolzenen Stahls]
Der N-Gehalt in dem geschmolzenen Stahl kann durch Zusetzen eines N-Verbindung-enthaltenden Ausgangsmaterials zu dem geschmolzenen Stahl und/oder durch Einstellen der Atmosphäre des Konverters zu einer N₂-Atmosphäre während des Schmelzens in dem Konverter eingestellt werden.
[Erwärmen]
Das Erwärmen vor dem Warmwalzen wird bei 1100 bis 1300°C durchgeführt. Bei diesem Erwärmen ist eine Hochtemperatur-Erwärmungsbedingung erforderlich, um keine N-Verbindung zu erzeugen und so viel N wie möglich in eine feste Lösung zu bringen. Bezüglich der Erwärmungstemperatur ist die bevorzugte Untergrenze 1100°C und eine mehr bevorzugte Untergrenze ist 1150°C. Andererseits ist eine Temperatur von mehr als 1300°C betriebsmäßig schwierig.
[Warmwalzen]
Das Warmwalzen wird derart durchgeführt, dass die Fertigwalztemperatur 880°C oder höher ist. Wenn die Fertigwalztemperatur zu niedrig ist, findet eine Ferritumwandlung bei einer hohen Temperatur statt, was zu einem Gröberwerden des ausgeschiedenen Carbids in Ferrit führt (zusammen als bainitischer Ferrit und polygonaler Ferrit bezeichnet) und zu einer Verschlechterung der Dauerfestigkeit führt. Daher ist eine Fertigwalztemperatur von nicht weniger als ein bestimmtes Niveau erforderlich. Die Fertigwalztemperatur beträgt mehr bevorzugt 900°C oder mehr, so dass die Austenitteilchen gröber gemacht werden und dadurch die Korngröße von bainitischem Ferrit zu einem bestimmten Ausmaß erhöht wird. Die Obergrenze der Fertigwalztemperatur beträgt 1000°C, da sonst das Sicherstellen der Temperatur schwierig ist.
Die Dicke des warmgewalzten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung beträgt von 3 bis 20 mm. Zum Feinen des bainitischen Ferritkorns und dadurch Einstellen von dessen durchschnittlicher Korngröße auf einen vorgegebenen Korngrößenbereich muss nicht nur die Walztemperatur in der vorstehenden Weise eingestellt werden, sondern auch die Fertigwalzreduktion durch Tandemwalzen beim Fertigwalzen muss auf 15% oder mehr eingestellt werden. Üblicherweise wird beim Fertigwalzen ein Tandemwalzen mit 5 bis 7 Durchgängen durchgeführt, wobei das Durchgangsschema im Hinblick auf die Kontrolle einer Stauung des Blechs eingestellt wird und die Fertigwalzreduktion bis zu etwa 12 bis 13% beträgt. Die Fertigwalzreduktion beträgt vorzugsweise 16% oder mehr und mehr bevorzugt 17% oder mehr. Wenn die Fertigwalzreduktion höher ist, wie z. B. 20% oder 30%, wird die Wirkung einer stärkeren Feinung des Korns erhalten, jedoch wird im Hinblick auf die Kontrolle bzw. die Einstellung des Walzens die Obergrenze auf etwa 30% eingestellt.
[Schnelles Abkühlen nach dem Warmwalzen]
Nach dem Ende des Fertigwalzens wird das Blech mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit (erste Abkühlungsgeschwindigkeit) von 20°C/s oder mehr innerhalb von 5 Sekunden schnell abgekühlt und das schnelle Abkühlen wird bei einer Temperatur (Stopptemperatur des schnellen Abkühlens) von 550°C oder mehr und weniger als 650°C gestoppt. Dies wird durchgeführt, um eine bainitischer Ferrit-polygonaler Ferrit-Perlit-Mehrphasenmikrostruktur mit vorgegebenen Phasenanteilen zu erhalten. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit (Geschwindigkeit des schnellen Abkühlens) weniger als 20°C/s beträgt, wird eine Perlitumwandlung gefördert, und wenn die Stopptemperatur des schnellen Abkühlens weniger als 550°C beträgt, wird eine Bainitumwandlung unterdrückt. In beiden Fällen kann ein bainitischer Ferrit-polygonaler Ferrit-Perlit-Stahl mit vorgegebenen Phasenanteilen kaum erhalten werden und die Kaltbearbeitbarkeit oder die Oberflächenqualität nach der Bearbeitung wird verschlechtert. Wenn andererseits die Stopptemperatur des schnellen Abkühlens 650°C oder mehr beträgt, wird das ausgeschiedene Carbid in Ferrit gröber gemacht und die Dauerfestigkeit wird vermindert. Die Stopptemperatur des schnellen Abkühlens beträgt vorzugsweise von 560 to 640°C und mehr bevorzugt von 580 to 620°C.
[Langsames Abkühlen nach dem Stoppen des schnellen Abkühlens]
Nach dem Stoppen des schnellen Abkühlens wird das Blech durch Stehenlassen zum Abkühlen oder Luftkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit (Geschwindigkeit des langsamen Abkühlens) von 10°C/s oder weniger für 5 bis 20 Sekunden langsam abgekühlt. Demgemäß wird das ausgeschiedene Carbid in Ferrit in einer geeigneten Weise feiner gemacht, während die Bildung von polygonalem Ferrit in einer ausreichenden Weise fortschreiten kann. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit 10°C/s übersteigt oder die Zeit des langsamen Abkühlens weniger als 5 Sekunden beträgt, ist die Menge von gebildetem polygonalen Ferrit unzureichend, wohingegen dann, wenn die Zeit des langsamen Abkühlens 20 Sekunden übersteigt, das ausgeschiedene Carbid nicht gröber gemacht wird und die Dauerfestigkeit verschlechtert wird.
[Schnelles Abkühlen und Coilbildung nach dem langsamen Abkühlen]
Nach dem langsamen Abkühlen wird das Blech erneut bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit (Geschwindigkeit des zweiten schnellen Abkühlens) von 20°C/s oder mehr schnell abgekühlt und bei 500°C bis 600°C wird ein Coil gebildet. Dies wird durchgeführt, um eine Mikrostruktur auf bainitischer Ferrit + polygonaler Ferrit-Basis zu bilden und folglich die Kaltbearbeitbarkeit sicherzustellen. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit (Geschwindigkeit des zweiten schnellen Abkühlens) weniger als 20°C/s beträgt oder die Coilbildungstemperatur 600°C übersteigt, wird die Kaltbearbeitbarkeit aufgrund der Bildung einer großen Menge von Perlit verschlechtert, wohingegen dann, wenn sie weniger als 500°C beträgt, die Menge von gebildetem bainitischen Ferrit unzureichend ist und die Oberflächenqualität nach der Bearbeitung verschlechtert wird.
[Chargenanlassen nach dem Warmwalzen]
Nach dem Warmwalzen wird das Blech, das soeben warmgewalzt worden ist (warmgewalztes Coil), einem Chargenanlassen unter den folgenden Bedingungen unterzogen, um die Härteverteilung in der Dickenrichtung auf den vorgegebenen Bereich einzustellen.
Insbesondere wird dieses Chargenanlassen in einer Atmosphäre mit einer H₂-Konzentration von 15 bis 20 Vol.-% durch Erwärmen des Stahlblechs von Raumtemperatur auf eine Temperatur, die 400°C oder höher ist, jedoch nicht höher als Ac1 ist, und dann Halten des Stahlblechs für 1 Stunde oder mehr und 15 Stunden oder weniger durchgeführt, um die Bildung einer Oberflächenverzunderung und eine Entkohlung zu unterdrücken.
Die Haltetemperatur und der Haltezeitraum variieren abhängig von der Dicke des Blechs, das soeben warmgewalzt worden ist, und abhängig von der Größe des Coils und werden zweckmäßig gemäß der erforderlichen Enge der Härteverteilung in der Dickenrichtung, was dem erforderlichen Grad der Kaltbearbeitung entspricht, und der Gleichmäßigkeit der inneren Temperatur des Coils ausgewählt.
Diese Wärmebehandlung dient nicht nur zur Beseitigung der Restspannung, die während des Warmwalzens erzeugt worden ist, wodurch das Stahlblech weich gemacht wird und Spannungen vermindert werden, sondern auch zur Freisetzung des gebundenen Elements N, so dass die Bildung von kugelförmigen Carbiden beschleunigt wird. Darüber hinaus dient die Wärmebehandlung zum Lösen feiner Lamellen in dem Austenit. Die Härteverteilung in der Dickenrichtung wird dadurch vermindert. Nach dem Chargenanlassen wird das Stahlblech mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Stunde oder weniger auf 600°C gekühlt, wodurch die Bildung von kugelförmigen Carbiden beschleunigt wird. Anschließend wird das Stahlblech mit einer Geschwindigkeit von 15°C/Stunde oder weniger von 600°C auf 400°C gekühlt, so dass das gesamte Coil gleichmäßig gekühlt wird und dadurch ein Zusammenfallen des Coils oder dergleichen zum Stabilisieren der Form verhindert wird. Danach kann das Kühlen von 400°C mit einer höheren Kühlgeschwindigkeit (z. B. etwa 50 bis 100°C/Stunde oder höher) durch Wasserkühlen, usw., durchgeführt werden, solange das Coil gekühlt werden kann, während eine gleichmäßige Temperaturverteilung innerhalb des Coils aufrechterhalten wird.
In einem Fall, bei dem die Haltetemperatur in dem Chargenanlassen niedriger als 400°C ist, sind diese Wirkungen unzureichend. Ferner verändert sich in einem Fall, bei dem die Haltetemperatur den Ac1-Punkt übersteigt, die Mikrostruktur in einer unerwünschten Weise. Die Haltetemperatur beträgt mehr bevorzugt 450 bis 650°C, besonders bevorzugt 500 bis 600°C.
In einem Fall, bei dem der Haltezeitraum weniger als 1 Stunde beträgt, sind diese Wirkungen unzureichend. Ferner sind Haltezeiträume, die 15 Stunden übersteigen, unerwünscht, da die Wirkungen nicht mehr gesteigert werden können, die Herstellungseffizienz beeinträchtigt wird und eine Tendenz dahingehend besteht, dass eine Oberflächeverzunderung gebildet wird. Der Haltezeitraum beträgt mehr bevorzugt 2 bis 14 Stunden, besonders bevorzugt 3 bis 12 Stunden.
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf Beispiele detaillierter beschrieben, jedoch ist die vorliegende Erfindung keinesfalls auf die folgenden Beispiele beschränkt und kann durch geeignete Durchführung von Veränderungen ausgeführt werden, solange diese mit der vorstehend und nachstehend beschriebenen Offenbarung im Einklang sind, und wobei diese von dem technischen Umfang der vorliegenden Erfindung umfasst sind.
BEISPIELE
Stähle mit den in der nachstehenden Tabelle 1 gezeigten Komponentenzusammensetzungen wurden durch ein Vakuumschmelzverfahren hergestellt und zu Barren mit einer Dicke von 120 mm gegossen. Diese Barren wurden einem Warmwalzen und dann einem Chargenanlassen unter den nachstehend in der Tabelle 2 und der Tabelle 3 gezeigten Bedingungen unterzogen, so dass warmgewalzte Stahlbleche hergestellt wurden. In jedem Test wurden die folgenden Bedingungen eingesetzt: Die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Ende des Fertigwalzens bis zum Stoppen des schnellen Abkühlens betrug 20°C/s oder mehr und das Abkühlen nach dem Stoppen des schnellen Abkühlens war ein langsames Abkühlen, das für 5 bis 20 Sekunden bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10°C/s oder weniger durchgeführt wurde, und nach dem Chargenanlassen wurde das Stahlblech mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10°C/Stunde oder weniger auf 600°C abgekühlt, anschließend mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15°C/Stunde oder weniger von 600°C auf 400°C abgekühlt und durch Wasserkühlen von 400°C weiter abgekühlt.
Die so erhaltenen warmgewalzten Stahlbleche wurden durch die Messverfahren, die vorstehend in dem Abschnitt ”MODI ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG” erläutert worden sind, jeweils bezüglich der Menge von gelöstem N, dem Flächenanteil jeder Phase in der Mikrostruktur des Stahlblechs, der durchschnittlichen Korngröße von bainitischem Ferrit und der Härteverteilung in der Dickenrichtung untersucht.
Ferner wurden die warmgewalzten Stahlbleche bezüglich des Vermögens für eine intensive Kaltbearbeitung und der Härte nach der Bearbeitung in der folgenden Weise bewertet.
(Bewertung des Vermögens für eine intensive Kaltbearbeitung)
Zur Bewertung der Kaltbearbeitbarkeit, die lokal eine extrem große Verformungsbeanspruchung verursacht (Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung), wurde der folgende Test als Test durchgeführt, in dem eine Bearbeitungsbeanspruchung von 4 oder größer in Bezug auf die wahre Dehung in einen Oberflächenabschnitt eines Prüfkörpers eingebracht wurde. Eine 80 Tonnen-Presstestmaschine wurde zur Durchführung eines Kompressionstests des Keiltyps verwendet, in dem ein zylindrischer Prüfkörper und Vorrichtungen des Keiltyps verwendet wurden, wobei der Aufbau des Tests diagrammartig in der 1 gezeigt ist (der Prüfkörper wurde bei einer Kompressionsrate von 1 mm/s zu einer Reduktion von 80% relativ zu dessen Durchmesser zusammengedrückt). Die verwendeten Prüfkörper waren wie folgt. In dem Fall von warmgewalzten Stahlblechen mit einer Dicke von 10 mm oder größer wurden zylindrische Prüfkörper mit einem Durchmesser von 10 mm daraus ausgeschnitten. In dem Fall von warmgewalzten Stahlblechen mit einer Dicke von weniger als 10 mm wurden zylindrische Prüfkörper mit einem Durchmesser gleich der Blechdicke daraus ausgeschnitten.
Vor dem Kompressionstest wurde die Schmiedeanalysesoftware FORGE (hergestellt von TRANSVALOR S. A.) zur Berechnung einer Verteilung von wahren Dehnungen innerhalb eines Prüfkörpers zu dem Zeitpunkt verwendet, als die Reduktion in dem Kompressionstest 80% betrug. Es wurde folglich sichergestellt, dass die wahre Beanspruchung ε in der Position in einer Tiefe von 100 μm von dem Oberflächenabschnitt, der durch den R-Teil der Kompressionsvorrichtung zusammengedrückt wurde, von den Oberflächenabschnitten des Prüfkörpers 4 oder größer war.
Der Prüfkörper, der dem Kompressionstest des Keiltyps unterzogen worden ist, wurde visuell untersucht und bezüglich des Vermögens für eine intensive Kaltbearbeitung gemäß den folgenden Kriterien bewertet. Der Fall von „o” wurde als akzeptabel erachtet.
o: In dem Prüfkörper traten keine Risse auf
Δ: In der Oberfläche des Prüfkörpers traten kleine Risse auf
x: In dem Prüfkörper traten Risse auf
(Bewertung der Härte nach der Bearbeitung)
Die Härte nach der Bearbeitung wurde durch Messen der Vickers-Härte (Hv) der Mitte der Oberfläche des Abschnitts des Prüfkörpers bewertet, der durch die Kompressionsvorrichtung in dem Kompressionstest des Keiltyps komprimiert worden ist, und zwar unter Verwendung eines Vickers-Härtetestgeräts unter den Bedingungen einer Belastung von 500 g und 5 Mal durchgeführten Messungen. Der Durchschnitt davon wurde als die Härte nach der Bearbeitung verwendet. Die Stahlbleche, die eine Härte nach der Bearbeitung von 250 Hv oder mehr aufwiesen, wurden als akzeptabel erachtet.
Die Ergebnisse dieser Messungen sind in den nachstehenden Tabellen 4 bis 6 gezeigt. [Tabelle 1]
Die Tabellen 4 bis 6 zeigen das Folgende. Bei den Stählen Nr. 1-2 bis 1-6, 2, 3, 7 bis 14 und 25 bis 28 wurde jeweils eine Stahlart eingesetzt, welche die Anforderungen in Bezug auf die Komponentenzusammensetzung erfüllte, die in der vorliegenden Erfindung angegeben sind, und diese wurden bei den empfohlenen Herstellungsbedingungen hergestellt. Als Ergebnis waren diese Stähle Stähle der vorliegenden Erfindung, welche die Anforderungen in Bezug auf die Mikrostruktur erfüllten, die in der vorliegenden Erfindung angegeben sind, und sie lagen sowohl in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung als auch die Härte nach der Bearbeitung auf akzeptablen Niveaus. Es wurde festgestellt, dass warmgewalzte Stahlbleche, die ein zufriedenstellendes Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung während der Bearbeitung, die extrem große Beanspruchungen verursacht, aufweisen, und die eine vorgegebene Härte (Festigkeit) nach der Bearbeitung aufweisen, erhalten wurden.
Im Gegensatz dazu sind die Stähle Nr. 1-1, 1-7 bis 1-10, 4 bis 6, 15 bis 24 und 29 Vergleichsstähle, die jeweils mindestens eine der Anforderungen in Bezug auf die Komponentenzusammensetzung und die Mikrostruktur, wie sie in der vorliegenden Erfindung angegeben sind, nicht erfüllen. Diese Stähle liegen jeweils in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und/oder die Härte nach der Bearbeitung nicht auf einem akzeptablen Niveau.
Insbesondere wurde der Stahl Nr. 1-1 keinem Chargenanlassen nach dem Warmwalzen unterzogen, obwohl dieser Stahl die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt. Dieser Stahl weist eine erhöhte Härteverteilung in der Dickenrichtung auf und ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 1-7 die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt, wurde er nach dem Warmwalzen einem Chargenanlassen unterzogen, bei dem die Haltetemperatur außerhalb des empfohlenen Bereichs zu niedrig war. Dieser Stahl weist eine erhöhte Härteverteilung in der Dickenrichtung auf und ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 1-8 die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt, wurde er nach dem Warmwalzen einem Chargenanlassen unterzogen, bei dem die Haltetemperatur außerhalb des empfohlenen Bereichs zu hoch war. Dieser Stahl weist eine schlechte Härte nach der Bearbeitung auf.
Obwohl der Stahl Nr. 1-9 die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt, wurde er nach dem Warmwalzen einem Chargenanlassen unterzogen, bei dem der Haltezeitraum außerhalb des empfohlenen Bereichs zu lang war. Dieser Stahl weist eine schlechte Härte nach der Bearbeitung auf.
Obwohl der Stahl Nr. 1-10 die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt, wurde er nach dem Warmwalzen einem Chargenanlassen unterzogen, bei dem der Haltezeitraum außerhalb des empfohlenen Bereichs zu kurz war. Dieser Stahl weist eine erhöhte Härteverteilung in der Dickenrichtung auf und ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Der Stahl Nr. 4 erfüllt die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung, jedoch war die Erwärmungstemperatur vor dem Warmwalzen außerhalb des empfohlenen Bereichs zu niedrig. Dieser Stahl weist eine unzureichende Menge an gelöstem N und eine schlechte Härte nach der Bearbeitung auf.
Obwohl der Stahl Nr. 5 die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt, weist er eine zu große Dicke außerhalb des festgelegten Bereichs nach dem Warmwalzen auf. Dieser Stahl weist einen unzureichenden Gehalt an bainitischem Ferrit und eine zu große Korngröße auf und weist eine schlechte Härte nach der Bearbeitung auf.
Obwohl der Stahl Nr. 6 die Anforderungen bezüglich der Komponentenzusammensetzung erfüllt, wurde er einem Warmwalzen unterzogen, bei dem die Endreduktion außerhalb des empfohlenen Bereichs zu niedrig war. Dieser Stahl weist einen unzureichenden Gehalt an bainitischem Ferrit und eine zu große Korngröße auf und weist eine schlechte Härte nach der Bearbeitung auf.
Obwohl der Stahl Nr. 15 (Stahlart j) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu niedrigen N-Gehalt auf. Dieser Stahl weist eine schlechte Härte nach der Bearbeitung auf.
Obwohl ferner der Stahl Nr. 16 (Stahlart k) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen N-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 17 (Stahlart l) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen C-Gehalt auf und erfüllt die Anforderung 10C + N ≤ 3,0 nicht. Perlit wurde darin übermäßig ausgebildet und dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 18 (Stahlart m) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen Si-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 19 (Stahlart n) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu niedrigen Mn-Gehalt auf. Dieser Stahl ist in Bezug auf die Härte nach der Bearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 20 (Stahlart o) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen Mn-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 21 (Stahlart p) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen P-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 22 (Stahlart q) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen S-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl der Stahl Nr. 23 (Stahlart r) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, weist er einen zu niedrigen Al-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl ferner der Stahl Nr. 24 (Stahlart s) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche, ausgenommen die Endreduktion während des Warmwalzens, hergestellt worden ist, weist er einen zu hohen Al-Gehalt auf. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Obwohl ferner der Stahl Nr. 29 (Stahlart x) bei den Bedingungen innerhalb der empfohlenen Bereiche hergestellt worden ist, erfüllt er die Anforderung 10C + N ≤ 3,0 nicht. Dieser Stahl ist mindestens in Bezug auf das Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung schlecht.
Aufgrund dieser Ergebnisse konnte die Anwendbarkeit der vorliegenden Erfindung festgestellt werden.
Während die vorliegende Erfindung detailliert und unter Bezugnahme auf spezifische Ausführungsformen davon beschrieben worden ist, ist es für den Fachmann klar, dass sie verschiedenartig verändert und modifiziert werden kann, ohne von deren Wesen und Umfang abzuweichen.
Diese Anmeldung basiert auf der japanischen Patentanmeldung Nr. 2014-086747 , die am 18. April 2014 eingereicht worden ist, wobei deren Inhalt unter Bezugnahme hierin einbezogen ist.
GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
Das warmgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung weist ein zufriedenstellendes Bearbeitungsvermögen bei der Kaltbearbeitung und eine vorgegebene Härte nach der Bearbeitung auf. Dieses warmgewalzte Stahlblech ist als Stahlmaterial zur Verwendung bei der Herstellung insbesondere verschiedener Kraftfahrzeugbauteile geeignet, wie z. B. Getriebebauteile, wie z. B. Zahnräder, und Gehäuse.

Claims

Warmgewalztes Stahlblech mit einem hervorragenden Vermögen für eine intensive Kaltbearbeitung und einer hervorragenden Oberflächenhärte nach der Bearbeitung, bei dem die Blechdicke von 3 bis 20 mm beträgt, die Komponentenzusammensetzung, in Massen-%, C: mehr als 0% und 0,3% oder weniger, Si: mehr als 0% und 0,5% oder weniger, Mn: von 0,2 bis 1%, P: mehr als 0% und 0,05% oder weniger, S: mehr als 0% und 0,05% oder weniger, Al: von 0,01 bis 0,1% und N: von 0,008 bis 0,025% umfasst, wobei es sich bei dem Rest um Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen handelt, wobei gelöster N: 0,007% oder mehr beträgt und die Gehalte von C und N die Beziehung 10C + N ≤ 3,0 erfüllen, eine Mikrostruktur, als Flächenanteil bezogen auf die gesamte Mikrostruktur, bainitischen Ferrit: 5% oder mehr, Perlit: weniger als 20% und als Rest polygonalen Ferrit umfasst, die durchschnittliche Korngröße des bainitischen Ferrits in einem Bereich von 3 bis 50 μm liegt und (Hv_max – Hv_min)/Hv_min ≤ 0,3 ist, worin in einer Härteverteilung in der Dickenrichtung Hv_max und Hv_min jeweils der maximale Wert und der minimale Wert der Vickers-Härtewerte von drei Abschnitten sind, die ein Oberflächenabschnitt, ein t/4-Abschnitt, wobei t die Blechdicke ist, und ein zentraler Abschnitt sind.
Warmgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, bei dem die Komponentenzusammensetzung ferner mindestens ein Mitglied der folgenden (a) bis (e) umfasst: (a) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr: mehr als 0% und 2% oder weniger und Mo: mehr als 0% und 2% oder weniger, in Massen-%, (b) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ti: mehr als 0% und 0,2% oder weniger, Nb: mehr als 0% und 0,2% oder weniger und V: mehr als 0% und 0,2% oder weniger, in Massen-%, (c) B: mehr als 0% und 0,005% oder weniger, in Massen-%, (d) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cu: mehr als 0% und 5% oder weniger, Ni: mehr als 0% und 5% oder weniger und Co: mehr als 0% und 5% oder weniger, in Massen-%, und (e) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ca: mehr als 0% und 0,05% oder weniger, Seltenerdmetall(e): mehr als 0% und 0,05% oder weniger, Mg: mehr als 0% und 0,02% oder weniger, Li: mehr als 0% und 0,02% oder weniger, Pb: mehr als 0% und 0,5% oder weniger und Bi: mehr als 0% und 0,5% oder weniger.