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Eine Anforderung der Benutzer an die Kenngrößen von
neuartigem kaltgewalztem Stahlblech ist die weitere Erhöhung
der Festigkeit bei gleichzeitiger Beibehaltung der sehr
guten Verarbeitbarkeit. Die vorliegende Erfindung stellt
einen durch Wärmebehandlung härtbaren, kaltgewalzten
Stahlblech mit einem hohen r-Wert bereit, der diese Anforderungen
erfüllt.
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Beispiele eines kaltgewalzten Stahlblechs mit hoher
Festigkeit und mit einem hohen r-Wert sind
Aluminium-beruhigtes Stahlblech mit zugefügtem Phosphor (vergl. z.B. JP-
C-20733/1984), Stahlblech mit ultra-niedrigem
Kohlenstoffanteil, mit Titan und Niobium und zugefügtem
Phosphor (vergl. z.B. JP-C-47328/1985) und Ti-haltiges
Stahlblech mit super-niedrigem Kohlenstoffanteil und mit P und Cu
in Kombination (vergl. z.B. JP-A-61-15948). Die
Zugfestigkeiten dieser hochfesten Stahlbleche betragen jedoch
bestenfalls 392.4 bis 441.5 N/mm² (40 bis 45 kgf/mm²) oder
weniger. Daher erfüllen sie nicht die vorstehend
beschriebenen neuen Anforderungen für die neuartigen
kaltgewalzten Stahlbleche.
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Die Nachfrage der Benutzer hinsichtlich der Erhöhung
der Leistungsfähigkeit des Materials für ein neuartiges
kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Verarbeitbarkeit nimmt
ständig zu. D.h., zusätzlich zum erhöhten Bedarf an Teilen
mit einer komplizierten Form, die eine umfangreiche
mechanische Verformung erfordern, wächst ständig der Bedarf an
einer Gewichtsreduzierung der Teile bei einer Zunahme der
Festigkeit der Teile und einer Abnahme der Dicke des
Stahlblechs. In den letzten Jahren wächst der Bedarf an einer
Kostenverringerung durch eine möglichst große Verringerung der
Anzahl der Arbeitsschritte für die Verformung. Daher
erfüllen herkömmliche Stahlbleche die vorstehend beschriebenen
Bedürfnisse der Benutzer nicht.
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Die Zugfestigkeit eines herkömmlich hergestellten
hochfesten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert beträgt
bestenfalls 441.5 N/mm² (45 kgf/mm²). Es ist bekannt, daß im
allgemeinen die Zugabe verschiedener Verfestigungselemente
zum Zweck der Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs eine
Verringerung des r-Werts bei einer Erhöhung der Festigkeit
des Stahlblechs hervorruft, wodurch bei einem hochfesten
Stahlblech kein hoher r-Wert erreicht werden kann. Die
vorliegenden Erfinder haben ein neuartiges, durch
Wärmebehandlung härtbares kaltgewalztes Stahlblech, das auch dann
einen hohen r-Wert aufweist, wenn die Zugfestigkeit
mindestens 441.5 N/mm² (45 kgf/mm²) beträgt, sowie ein
Verfahren zur Herstellung dieses Stahlblechs entwickelt.
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Das erfindungsgemäße, durch Wärmebehandlung härtbare
kaltgewalzte Stahlblech mit einem hohen r-Wert weist eine
Basiszusammensetzung auf, die aus höchstens 0.010 %
Kohlenstoff, 0.05 bis 0.5 % Mangan, höchstens 1.0 % Silizium,
0.001 bis 0.030 % Schwefel, höchstens 0.03 % Phosphor,
höchstens 0.0050 % Stickstoff, 0.005 bis 0.10 %
Lösungsaluminium, 0.8 bis 2.2 % Kupfer und gegebenenfalls
0.01 - 0.2 % Titan, 0.005 - 0.2 % Niobium, 0.15 - 0.45 %
Nickel und/oder 0.0001 - 0.0030 % Bor besteht und der Rest
aus Eisen und unvermeidbaren Elementen gebildet wird.
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Bei einem ersten erfindungsgemäßen Verfahren zum
Herstellen eines durch Wärmebehandlung härtbaren kaltgewalzten
Stahlblechs mit einem hohen r-Wert wird ein kaltgewalztes
Stahlblech mit der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung
bei einer Temperatur von mindestens 750ºC durch
kontinuierliches Glühen einem Rekristallisationsglühen
unterzogen, wobei das Stahlblech anschließend bei einer
Temperatur zwischen 450 und 700ºC für mindestens eine Minute
wärmebehandelt wird. Bei diesem Verfahren wird das
Wärmebehandlungshärten auf der Seite der Stahlblechhersteller
abgeschlossen. Bei einem zweiten erfindungsgemäßen Verfahren zur
Herstellung eines durch Wärmebehandlung härtbaren
kaltgewalzten Stahlblechs wird ein kaltgewalztes Stahlblech mit
der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung bei einer
Temperatur von mindestens 750ºC durch kontinuierliches Glühen,
durch Abkühlen des geglühten Stahlblechs auf eine Temperatur
von höchstens 450ºC innerhalb einer Minute, wodurch sich ein
Blechprodukt ergibt, durch Unterziehen dieses Blechprodukts
einer Verarbeitungsverformung und durch eine Wärmebehandlung
des verarbeitungsverformten Produkts bei einer Temperatur
von mindestens 450ºC auf der Benutzerseite einem
Rekristallisationsglühen unterzogen, wodurch die Festigkeit
des Stahlblechs (der bearbeitete Teil) erhöht wird. Die beim
zweiten Verfahren angewandte Wärmebehandlung umfaßt die
Wärmebehandlung des gesamten hergestellten Produkts sowie
eine lokale Erwärmung durch Punktschweißen,
Lichtbogenschweißen, partielle Laserbestrahlung usw..
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Die vorliegenden Erfinder haben ein industrielles
Verfahren zum Herstellen eines durch Wärmebehandlung härtbaren
kaltgewalzten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert gemäß einem
herkömmlichen kontinuierlichen Glühverfahren in technischem
Maßstab, d.h., gemäß einem kontinuierlichen Glühverfahren
mit einer Erwärmungszone, einer Durchwärmzone, einer ersten
Kühlzone, einer Übervergütungszone und einer zweiten
Kühlzone, in der genannten Reihenfolge, sowie die Zugabe
verschiedener Elemente allein oder in einer Kombination davon
zu einem kohlenstoffarmen Stahl untersucht und festgestellt,
daß eine Kombination aus einem verringerten
Kohlenstoffanteil mit einer Zugabe von Kupfer gleichzeitig einen hohen r-
Wert und eine hohe Festigkeit durch eine Wärmebehandlung
hervorruft.
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Um auch bei einer hohen Festigkeit einen hohen r-Wert
und eine hohe Duktilität zu gewährleisten, muß der
Kohlenstoffgehalt so weit wie möglich verringert werden. Fig. 1
zeigt ein Diagramm des Zusammenhangs zwischen dem
Kohlenstoffgehalt und dem r-Wert eines durch Formen eines Stahl
Rohblocks mit einer Basiszusammensetzung aus 0.15 % Mangan,
0.02 % Silizium, 0.010 % Schwefel, 0.01 % Phosphor, 0.0020 %
Stickstoff, 0.03 % Lösungsaluminium, 1.8 % Kupfer und
Kohlenstoff in einer Menge, die im Bereich von 0.0015 bis
0.045 % geändert wurde, hergestellten Stahlblechs, wobei der
Rohblock gemäß einem herkömmlichen Verfahren warm- und
kaltgewalzt wurde, um ein 0.8 mm dickes Stahlblech herzustellen,
wobei die Temperatur für 1 Minute bei 825ºC beibehalten
wurde und das Stahlblech bei einer Geschwindigkeit von
5ºC/sec auf 550ºC gekühlt, und anschließend für 5 Minuten
bei 550ºC wärmebehandelt wurde. Gemäß Fig. 1 weist der
erfindungsgemäße Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von
höchstens 0.01% einen r-Wert auf, der um 0.4 bis 0.5 höher
ist als derjenige des Vergleichsstahls mit einem hohen
Kohlenstoffgehalt, wobei durch Regulieren des
Kohlenstoffgehalts ein sehr hoher r-Wert sichergestellt werden kann.
Daher ist es notwendig, daß der Kohlenstoffgehalt höchstens
0.010 % beträgt. Wenn der Kohlenstoffgehalt diesen Bereich
überschreitet, wird die Duktilität verringert, wodurch die
Aufgabe der vorliegenden Erfindung nicht gelöst werden kann.
Der Kohlenstoffgehalt beträgt vorzugsweise 0.0005 bis 0.0030
%.
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Fig. 2 zeigt ein Diagramm zur Darstellung der Wirkung
des Kupfergehalts auf den r-Wert eines Stahls mit einem
Kohlenstoffgehalt von höchstens 0.01 %. Gemäß Fig. 2 trägt auch
der Kupfergehalt zum r-Wert bei. Die Zugabe von Kupfer zu
einem Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffanteil ruft
durch die Ausfällung nach Abschluß des Wachstums des
Rekristallisationsgefüges mit einem hohen r-Wert eine Zunahme
der Festigkeit des Stahlblechs hervor. Fig. 3 zeigt ein
Diagramm zur Darstellung eines zweiten Merkmals der
vorliegenden Erfindung, d.h., des Zusammenhangs zwischen dem
Kupfergehalt und der Zugfestigkeit. Die Abbildung zeigt die
Wirkung des Kupfergehalts auf die Zugfestigkeit eines durch
Formen eines Rohblocks eines Stahls mit einer
Basiszusammensetzung aus 0.0025 % Kohlenstoff, 0.15 % Mangan, 0.60 %
Silizium, 0.015 % Schwefel, 0.08 % Phosphor, 0.0025 %
Stickstoff, 0.03 % Lösungsaluminium und zugegebenen 0 bis 2.45 %
Kupfer hergestellten Stahlblechs, wobei der Rohblock gemäß
einem herkömmlichen Verfahren warm- und kaltgewalzt wurde,
um ein 0.8 mm dickes Stahlblech herzustellen, wobei das
Stahlblech einem Rekristallisationsglühen bei 850ºC
unterzogen wurde, und wobei das geglühte Stahlblech in der ersten
Kühlzone allmählich abgekühlt und das abgekühlte Stahlblech
für 3 Minuten in einer Übervergütungszone bei 400ºC bis
550ºC wärmebehandelt wurde. In der Abbildung stellt die
Funktion (a) die Zugfestigkeit eines bei 400ºC für 3 Minuten
wärmebehandelten Stahlblechs und die Funktion (b) die
Zugfestigkeit eines bei 550ºC für 3 Minuten wärmebehandelten
Stahlblechs dar. Die untere Grenze des Kupfergehalts sollte
0.8 % betragen, weil bei einem Kupfergehalt von weniger als
0.8 % nicht nur keine Erhöhung der Festigkeit bei einer
kurzzeitigen Behandlung erreicht werden kann, sondern auch,
wie in Fig. 3 verdeutlicht wird, der r-Wert unvorteilhaft
verringert wird. Wenn andererseits der Kupfergehalt 2.2 %
überschreitet, wird die Oberflächenqualität verringert.
Daher beträgt die obere Grenze des Kupfergehalts 2.2 %. Der
Kupfergehalt beträgt vorzugsweise 1.2 bis 2.0 %.
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Phosphor wird bei der vorliegenden Erfindung nicht
absichtlich hinzugefügt, wodurch eine Menge von höchstens 0.03
% beibehalten wird.
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Silizium ist normalerweise in einer Menge von höchstens
0.03 % als Verunreinigung vorhanden. Silizium wird als
Element zum Verbessern der Festigkeit des Stahlblechs in einer
Menge von höchstens 1.0 %, vorzugsweise 0.3 bis 1.0 %,
abhängig vom notwendigen Festigkeitsgrad hinzugefügt. Wenn der
Siliziumgehalt 1.0 % überschreitet, kann aufgrund der mit
dem Warmwalzen verbundenen Zunderbildung leicht ein
Oberflächenfehler auftreten.
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Um den r-Wert und die Duktilität des Stahlblechs zu
erhöhen, werden ein geringer Mangan- bzw. Schwefelgehalt
bevorzugt. Die oberen Grenzen des Mangan- und Schwefelgehalts
betragen 0.5 % bzw. 0.030 % und vorzugsweise 0.05 bis 0.30 %
bzw. 0.001 bis 0.010 %. Die untere Grenze des Mangangehalts
beträgt 0.05 %, weil ein zu geringer Mangangehalt
Oberflächenfehler des Stahlblechs hervorruft.
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Um den r-Wert zu erhöhen und eine hohe Duktilität zu
erreichen, ist der Stickstoffgehalt vorzugsweise gering und
beträgt höchstens 0.0050 %.
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Durch die Zugabe von Titan und/oder Niobium, die
gegebenenfalls jeweils in Mengen von 0.01 bis 0.2 % bzw. 0.005
bis 0.2 % erfolgt, wird Kohlenstoff und Stickstoff durch
diese Elemente fest eingebaut, so daß das Stahlblech in ein
nicht-vergütetes Stahlblech umgewandelt wird. Wenn das
Stahlblech nicht-vergütbar ist, tritt keine Verringerung der
mit dem Vergüten verbundenen Duktilität auf, wodurch kein
Stahlblech mit einer weiter verbesserten Duktilität erhalten
werden kann. Durch die Zugabe von Titan und/oder Niobium
kann ein weiter verbesserter r-Wert des Stahlblechs erreicht
werden.
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Weil Titan mit dem im Stahl vorhandenen Kohlenstoff,
Sauerstoff, Stickstoff, Schwefel usw. reagiert, wird der
Titangehalt unter Berücksichtigung der Mengen dieser Elemente
festgelegt. Um eine hohe Preßbearbeitbarkeit durch den
festen Einbau dieser Elemente zu erzielen, muß Titan in einer
Menge von mindestens 0.01 % zugegeben werden. Die Zugabe
einer Menge von mehr als 0.2 % ist aus Kostengründen jedoch
unvorteilhaft.
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Weil Niobium ebenfalls mit Kohlenstoff, Sauerstoff,
Stickstoff usw. reagiert, wird der Niobiumgehalt unter
Berücksichtigung der Mengen dieser Elemente festgelegt. Um
eine hohe Preßbearbeitbarkeit durch den festen Einbau dieser
Elemente zu erzielen, muß Niobium in einer Menge von
mindestens 0.005 % zugegeben werden. Die Zugabe einer Menge von
mehr als 0.2 % ist aus Kostengründen jedoch unvorteilhaft.
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Durch gegebenenfalls zugegebenes Nickel behält die
Oberfläche des Stahlblechs einen hochwertigen Zustand bei,
wobei das Auftreten von Warmbrüchigkeit verhindert wird.
Nickel kann abhängig von der Erforderlichkeit in einer Menge
von 0.15 bis 0.45 % zugegeben werden.
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Die Warmbrüchigkeit eines kupferhaltigen Stahls tritt
auf, wenn ein unter auf der Oberfläche gebildetem Zunder
gebildeter, mit Kupfer angereicherter Abschnitt des Stahls
beim Erwärmen über den Schmelzpunkt flüssig wird und in die
Austenit-Korngrenzen eindringt. Um das Auftreten von
Warmbrüchigkeit beim Warmwalzen einer Bramme zu verhindern, wird
idealerweise der mit Kupfer angereicherte Abschnitt
unterhalb des Schmelzpunkts erwärmt, wobei vorzugsweise die
Erwärmung bei einer Temperatur von höchstens 1080ºC
durchgeführt wird. Weil aufgrund einer verringerten
Erwärmungstemperatur der Walzdruck zunimmt, wird bei Berücksichtigung der
Arbeitsweise eines Walzwerks die Erwärmung nicht immer bei
einer Temperatur von 1080ºC oder darunter durchgeführt. In
diesem Fall ist die Zugabe von Nickel nützlich. Das
zugegebene Nickel konzentriert sich ebenfalls am mit Kupfer
angereicherten Abschnitt, wodurch der Schmelzpunkt des mit
Kupfer angereicherten Abschnitts erhöht wird. Dieser Effekt ist
gering, wenn die Menge des zugegebenen Nickels kleiner als
0.15 % beträgt, während die Zugabe von Nickel in einer Menge
von mehr als 0.45 % aus Kostengründen unvorteilhaft ist.
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Die vorliegenden Erfinder haben festgestellt, daß
gegebenenfalls zugegebenes Bor ebenfalls zu einer beträchtlichen
Absenkung des Ar&sub3;-Punkts des Stahls führt, wenn es in
Verbindung mit Kupfer zugegeben wird. Beim Warmwalzen des
erfindungsgemäßen Stahls muß das Walzen oberhalb des
Ar&sub3;-Punktes abgeschlossen werden, um einen hochwertigen Zustand des
Materials für das Stahlblech beizubehalten. Beim vorstehend
beschriebenen erfindungsgemäßen Stahl beträgt der
Kohlenstoffgehalt höchstens 0.015 %, um die Präzipitation von
Kupfer zu steuern. Daher weist der erfindungsgemäße Stahl
einen hohen Ar&sub3;-Punkt auf, so daß die Walzabschlußtemperatur
hoch ist. Andererseits wird, wie vorstehend beschrieben, um
eine hochwertige Oberfläche des erfindungsgemäßen Stahls
beizubehalten, eine niedrige Erwärmungstemperatur bevorzugt,
wodurch eine mit der Stahlblechherstellung, d.h. mit dem
Erwärmen bei einer niedrigen Temperatur und mit dem Beenden
des Walzens bei einer hohen Temperatur verbundene
Schwierigkeit entsteht. Daher haben die vorliegenden Erfinder die
Wirkung bei der Zugabe von Elementen auf den Ar&sub3;-Punkt eines
Stahls mit extrem niedrigem Kohlenstoffanteil und mit
zugefügtem
Kupfer untersucht und festgestellt, daß der Ar&sub3;-Punkt
durch die Zugabe von Bor wesentlich erniedrigt wird. Wenn
die Menge des zugegebenen Bors geringer als 0.0001 % ist,
ist der Absolutwert der Erniedrigung des Ar&sub3;-Punktes gering.
Daher beträgt die untere Grenze des zugegebenen Bors 0.0001
%. Die Zugabe von Bor in einer Menge von mehr als 0.0030 %
ist andererseits aus Kostengründen unvorteilhaft. Die Zugabe
von Bor im vorstehend erwähnten Mengenbereich wird außerdem
aus dem Gesichtspunkt der Verbesserung des Widerstands gegen
die durch das Tiefziehen verursachte Sprödigkeit bevorzugt.
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Bezüglich der vorstehend beschriebenen Zugabe von Titan
und/oder Niobium und der Zugabe von Nickel und Bor, kann die
vorstehend beschriebene Wirkung auch dann erreicht werden,
wenn diese Elemente in Kombination davon zugegeben werden.
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Lösungsaluminium kann in einer Menge vorhanden sein,
die zum Herstellen eines Aluminium-beruhigten Stahls
notwendig ist, d.h. in einer Menge von 0.002 bis 0.10 %.
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Nachfolgend wird das Herstellungsverfahren beschrieben.
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Beim Warmwalzen wird eine direkt von einer
Stranggußmaschine zugeführte Hochtemperaturbramme oder eine durch
Erwärmen hergestellte Hochtemperaturbramme bei einer
Temperatur oberhalb des Ar&sub3;-Punkts warmgewalzt.
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Wenn das Wickeln in einem Hochtemperaturbereich
bezüglich der Wickeltemperatur nach dem Warmwalzen,
beispielsweise bei 500 bis 650ºC durchgeführt wird, wird im
warmgewalzten Blech Kupfer fein ausgefällt, wodurch eine
Verzögerung der Rekristallisation während des Glühens nach
dem nachfolgenden Kaltwalzen verursacht wird. Daher beträgt
die Wickeltemperatur nach dem Warmwalzen höchstens 450ºC.
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Beim Kaltwalzen wird zum Erzielen eines hohen r-Werts
ein hoher Walzstreckungswert bevorzugt. Eine
Kaltwalzstreckung im Bereich von 50 bis 85 % ist ausreichend, um
die Aufgabe der vorliegenden Erfindung zu lösen.
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Das kaltgewalzte Stahlblech wird bei einer Temperatur
von mindestens 750ºC kontinuierlich geglüht, um die
Rekristallisation durchzuführen, wobei gleichzeitig Kupfer in
eine feste Lösung umgewandelt wird. Wenn die Temperatur
weniger als 750ºC beträgt, wird in diesem Fall nicht nur die
Rekristallisation nicht abgeschlossen, sondern auch das
Kupfer nicht ausreichend in eine feste Lösung umgewandelt. Wenn
ein durch eine Wärmebehandlung hergestelltes Stahlblech mit
einem hohen r-Wert und mit hoher Festigkeit nach einem
kontinuierlichen Glühen hergestellt wird, kann das Stahlblech
nach dem Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von
mindestens 750ºC auf 700 bis 450ºC abgekühlt werden und bei
dieser Temperatur für mindestens eine Minute zur
Präzipitation von Kupfer behandelt werden. Fig. 4 zeigt in einem
Diagramm die Wirkung einer Übervergütungsbehandlung beim
kontinuierlichen Glühen auf die Zugfestigkeit des
erfindungsgemäßen Stahls mit einem Kupfergehalt von 1.38 %. Gemäß
Fig. 4 verursacht die Wärmebehandlung bei einer Temperatur
unterhalb 450º C aufgrund einer unzureichenden Präzipitation
von Kupfer keine Zunahme der Festigkeit, auch wenn die
Wärmebehandlung für eine bei der Herstellung eines Stahlblechs
im technischen Maßstab angewandte Zeitdauer durchgeführt
wird. Die Menge des ausgefällten Kupfers erhöht sich mit
zunehmender Wärmebehandlungszeit. Gemäß der durch die
vorliegenden Erfinder durchgeführten Experimente wird Kupfer bei
einer hohen Wärmebehandlungstemperatur auch bei einer
höchstens 1 Minute (z.B. ca. 0.1 min) andauernden
Wärmebehandlung ausgefällt. In diesem Fall tritt jedoch keine
ausreichende Präzipitation statt, wobei die Verweilzeit oder
die Haltezeit bei der Übervergütungsbehandlungszone in einem
technischen Maßstab mindestens 1 Minute beträgt. Daher
beträgt die untere Grenze der Behandlungszeit für die
Wärmebehandlung im technischen Maßstab 1 Minute. Eine Stahlplatte
mit einer Kombination aus einem hohen r-Wert und einer hohen
Festigkeit wird bei diesem Verfahren beim Abschluß des
kontinuierlichen Glühens erhalten. Wenn die Temperatur 700ºC
überschreitet, verbleibt in diesem Fall ein wesentlicher
Teil des Kupfers im Zustand einer festen Lösung und wird
nicht ausgefällt. Andererseits tritt bei einer Temperatur
von 450ºC aufgrund der niedrigen Diffusionsgeschwindigkeit
von Kupfer ebenfalls keine Ausfällung des Kupfers ein.
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Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zum
Herstellen eines Stahlblechs bereit, wobei ein Stahlblech einem
Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von mindestens
750ºC unterzogen wird, und wobei das geglühte Stahlblech
innerhalb 1 Minute nach dem Abschluß des
Rekristallisationsglühens auf eine Temperatur unterhalb 450ºC abgekühlt wird,
um ein Primärprodukt bereitzustellen, wobei das
Primärprodukt an der Benutzerseite hergestellt wird, und wobei das
hergestellte Produkt zum Ausfällen von Kupfer bei 450 bis
700ºC wärmebehandelt wird, wodurch die Festigkeit der
hergestellten Teile erhöht wird. Wenn das Abkühlen länger
als 1 Minute dauert, kann in diesem Fall keine ausreichend
übersättigte feste Lösung von Kupfer hergestellt werden.
Wenn ferner das Stahlblech auf nur mindestens 450ºC
abgekühlt wird, wird Kupfer in der Stufe des Primärprodukts
unvorteilhaft ausgefällt, wodurch während der Herstellung
die Duktilität nicht ausreichend erhöht werden kann.
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Durch dieses Verfahren können kompliziertere, schwierig
herzustellende Teile hergestellt werden, weil das Stahlblech
eine geringe Festigkeit aufweist, weich ist und während der
Verarbeitung eine ausreichende Duktilität aufweist, wodurch
die Herstellung von hochfesten Teilen ermöglicht wird, die
herkömmlich nicht erreicht werden kann.
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Die Wärmebehandlung wird nach dem Abschluß der
Verarbeitung durchgeführt, um die Festigkeit des hergestellten
Produkts zu erhöhen. Damit das Kupfer ausreichend ausgefällt
wird, muß die Wärmebehandlung bei einer Temperatur von
mindestens 450º C durchgeführt werden, wie im Zusammenhang mit
Fig. 4 beschrieben. Die Erwärmungszeit kann bei einer hohen
Erwärmungstemperatur beispielsweise 0.5 sec betragen. Ferner
beträgt die obere Grenze der Erwärmungstemperatur
vorzugsweise 700ºC.
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Diese Wärmebehandlung kann für das gesamte hergestellte
Teil durchgeführt werden, um die Festigkeit des gesamten
Teils zu erhöhen. Alternativ kann das hergestellte Teil
lokal erwärmt werden, um die Festigkeit des Teils lokal zu
erhöhen. Beispiele des letztgenannten sind das Preßformen
eines
Automobilrahmens unter anschließendem lokalen Erwärmen
mit einem Brenner oder ähnliches. Bei einem Rahmen eines
Kleinlastwagens wird eine Belastung auf dessen vordere
Hälfte ausgeübt, weil in diesem Abschnitt ein Motor
angeordnet wird. Gegenwärtig wird zur Lösung dieses Problems ein
Verstärkungsblech angeschweißt. Wenn hierbei das
erfindungsgemäße Stahlblech verwendet wird, muß die Festigkeit nur
desjenigen Abschnitts erhöht werden, auf den die Belastung
ausgeübt wird. Bezüglich einer Wellenbuchse wurde zur
Erhöhung der Festigkeit des Wellenbuchsenabschnitts nach dessen
Herstellung ferner das gesamte Teil einer
Karburierungsabschreckung oder einer Nitrierbehandlung unterzogen. Durch
die Verwendung des erfindungsgemäßen Stahlblechs wird eine
lokale Erwärmung ermöglicht, so daß eine wesentliche Zunahme
der Produktivität erwartet werden kann.
Kurzbeschreibung der Abbildungen
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Fig. 1 zeigt eine Funktion zur Darstellung der Wirkung
des Kohlenstoffgehalts auf den r-Wert eines kaltgewalzten
Stahlblechs mit 1.8 % Kupferanteil;
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Fig. 2 zeigt eine Funktion zur Darstellung der Wirkung
des Kupfergehalts auf den r-Wert eines kaltgewalzten
Stahlblechs mit extrem niedrigem Kohlenstoffanteil und mit 1.8 %
Kupferanteil;
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Fig. 3 zeigt eine Funktion zur Darstellung der Wirkung
des Kupfergehalts auf die Zugfestigkeit eines kaltgewalzten
Stahlblechs mit extrem niedrigem Kohlenstoffanteil, wobei
ein Übervergütungszustand als Parameter verwendet wird; und
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Fig. 4 zeigt eine Funktion zur Darstellung der Wirkung
der Bedingungen für die Wärmebehandlung auf die
Zugfestigkeit eines kaltgewalzten Stahlblechs mit 1.38 % Kupfer.
Beispiel
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Die in Tabelle 1 dargestellten Stahl-Rohblöcke A bis P
wurden warmgewalzt und anschließend unter den in Tabelle 1
dargestellten Bedingungen gewickelt, wodurch warmgewalzte
Stahlbleche mit einer Dicke von 3.2 mm hergestellt wurden.
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Diese Stahlbleche wurden jeweils zu einer Dicke von 0.8 mm
kaltgewalzt und anschließend, wie in Tabelle 1 dargestellt,
dem Rekristallisationsglühen und der Kupferpräzipitation
unterzogen. Die mechanischen Eigenschaften dieser Stahlbleche
sind in Tabelle 2 dargestellt.
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) der
Testmaterialien und Warmwalz- und
Glühbedingungen
Stahl
Tabelle 1 (Fortsetzung)
Stahl
Tabelle 1 (Fortsetzung
Stahl
Warmwalz-Endtemperatur (ºC)
Wickeltemperatur (ºC)
Kontinuierliches Glühen (ºCxmin)-(ºCxmin)
Bemerkungen
erfindungsgemäßer Stahl
Vergleichstahl
Tabelle 1 (Fortsetzung)
Stahl
Warmwalz-Endtemperatur (ºC)
Wickeltemperatur (ºC)
Kontinuierliches Glühen (ºCxmin)-(ºCxmin)
Bemerkungen
erfindungsgemäßer Stahl
Tabelle 2: Mechanische Eigenschaften der Testmaterialien
Stahl
Fließgrenze N/mm² (kgf/mm²)
Zugfestigkeit N/mm² (kgf/mm²)
Dehnung (%)
r-Wert
Bemerkungen
erfindungsgemäßer Stahl
Vergleichstahl
Tabelle 2 (Fortsetzung)
Stahl
Fließgrenze N/mm² (kgf/mm²)
Zugfestigkeit N/mm² (kgf/mm²)
Dehnung (%)
r-Wert
Bemerkungen
erfindungsgemäßer Stahl
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Die erfindungsgemäßen Stähle A und E bis P besitzen
jeweils einen sehr hohen r-Wert und gleichzeitig eine hohe
Festigkeit von mehr als 441.5 N/mm² (45 kgf/mm²), d.h., sie
weisen eine einzigartige Eigenschaft auf, die herkömmlicher
Stahl nicht aufweist. Andererseits weist der Vergleichsstahl
B einen hohen Kohlenstoffgehalt auf und besitzt daher einen
niedrigen r-Wert und einen geringen Dehnungswert. Der
Vergleichsstahl C besitzt einen hohen r-Wert. Weil dieser
Vergleichsstahl jedoch einen geringen Kohlenstoffgehalt
aufweist, kann durch eine nach dem Rekristallisationsglühen
durchgeführte kurzzeitige Wärmebehandlung keine Zunahme der
Festigkeit erreicht werden, wodurch die beabsichtigte
Festigkeit nicht erreicht werden kann. Der Vergleichsstahl D
besitzt aufgrund der mit der geringen Durchwärmtemperatur
während des kontinuierlichen Glühens verbundenen, nicht
ausreichenden Rekristallisation einen niedrigen r-Wert und
einen geringen Dehnungswert.
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Die erfindungsgemäßen Stähle A und E bis P besitzen
jeweils einen sehr hohen r-Wert und gleichzeitig eine hohe
Festigkeit von mehr als 441.5 N/mm² (45 kgf/mm²), d.h., sie
weisen eine einzigartige Eigenschaft auf, die herkömmlicher
Stahl nicht aufweist. Um solche hervorragenden Eigenschaften
zu erreichen, muß das Warmwalzen in einem
Austenit-Einphasenbereich (bei einer Temperatur oberhalb des Ar&sub3;-Punktes)
abgeschlossen werden, wobei beim Abkühlen nach dem
Warmwalzen die Austenitphase in die Ferritphase übergehen muß, um
Ferritkörner mit zufälligen kristallinen Ausrichtungen zu
bilden. Weil die vorstehend beschriebenen erfindungsgemäßen
Stähle, wie in Tabelle 1 dargestellt, jeweils einen hohen
Ar&sub3;-Punkt besitzen, war eine hohe Warmwalzendtemperatur
notwendig. Wie vorstehend beschrieben, ist jedoch eine
niedrigere Warmwalz-Erwärmungstemperatur vorzuziehen, um die mit
der Zugabe von Kupfer verbundene Warmbrüchigkeit zu
vermeiden, wodurch eine mit der Herstellung des Stahlblechs
verbundene Schwierigkeit entsteht, d.h., durch das Erwärmen bei
einer niedrigen Temperatur und das Beenden des Walzens bei
einer hohen Temperatur. Um dieses Problem zu lösen, wurde
bei den erfindungsgemäßen Stählen I bis P Bor in Kombination
mit Kupfer zugegeben. Gemäß einer neuen Feststellung der
vorliegenden Erfinder, daß die Zugabe von Bor zu einem
kupferhaltigen Stahl eine wesentliche Erniedrigung des Ar&sub3;-
Punktes verursacht, wurde die Warmwalzendtemperatur bei den
erfindungsgemäßen Stählen I bis P, wie in Tabelle 1
dargestellt, wesentlich verringert. Wie der erfindungsgemäße
Stahl A, der kein Bor enthält, weisen diese Stahlbleche, wie
in Tabelle 2 dargestellt, sehr gute mechanische
Eigenschaften auf.
Industrielle Anwendung
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Wie vorstehend ausführlich erläutert, wird durch die
vorliegende Erfindung erstmalig die Herstellung eines
hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert und
einer Festigkeit von 441.5 bis 735.8 N/mm² (45 bis 75
kgf/mm²) ermöglicht.