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Technisches Gebiet
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Stahlrohr zur Verstärkung einer
Kraftfahrzeugtür.
Speziell betrifft die vorliegende Erfindung ein Stahlrohr, das hohe
Zugfestigkeit und hervorragende Dreipunkt-Biegeeigenschaft aufweist
und insbesondere eine große
Beulgrenzendeformationsmenge aufweist. Die vorliegende Erfindung
betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung des im Vorhergehenden
genannten Stahlrohrs zur Verstärkung
einer Kraftfahrzeugtür.
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In
der vorliegenden Erfindung gibt die "hervorragende Dreipunkt-Biegeeigenschaft" an, dass in einem sogenannten "Dreipunkt-Biegetest", in dem ein Stahlrohr über einem
Paar von Trägerwerkzeugen,
die mit einer vorgegebenen Stützweite
L beabstandet sind, placiert ist und der mittlere Bereich des Stahlrohrs
durch ein Biegewerkzeug mit einer Krümmung des Radius R wie in 1 gezeigt,
gepresst wird, die maximale Pressmenge, bei der ein Einbeulen bzw.
Einknicken erfolgt (was im folgenden als "die Beulgrenzenpressmenge" bezeichnet wird)
relativ groß ist
und auch in dem Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Pressdruck
und der Pressmenge des Stahlrohrs darstellt (s. 2),
die Fläche,
die durch "die Pressdruck-Pressmenge-Kurve vom
Beginn des Pressens bis zur Beulgrenzenpressmenge" und die Deformationsmengenachse
definiert ist (der schraffierte Bereich von 2), d. h.
die durch das Stahlrohr absorbierte Energiemenge bevor das Einbeulen
bzw. Einknicken erfolgt, relativ groß ist. Insbesondere wird, wenn
ein Stahlrohr von 31,8 mm ∅ (Stahldicke von 1,6 mm) eine
Energie von 450 J oder mehr, bevor die Deformation die Beulgrenzenpressmenge
(d. h. die Beulgrenzendeformationsmenge) erreicht, in einem Dreipunkt-Biegetest
mit einer Stützweite
L von 980 mm absorbiert, das Stahlrohr als Stahlrohr, das von "hervorragender Dreipunkt-Biegeeigenschaft
ist" betrachtet.
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Technischer Hintergrund
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Um
die Sicherheit von Passagieren in einem Kraftfahrzeug zum Zeitpunkt
einer Kollision sicherzustellen, wird eine Verbesserung der Kollisionssicherheitseigenschaft
einer Kraftfahrzeugkarosserie in den letzten Jahren zunehmend nachgefragt.
Aufgrund dessen ist bei einer Kraftfahrzeugkarosserie ein Erhöhen der
Festigkeit des Seitenbereichs eines Kraftfahrzeugs, d. h. das Erhöhen der
Festigkeit einer Kraftfahrzeugtür,
besonders gefordert und daher wurde in den letzten Jahren eine Stange
zur Verstärkung
der Kraftfahrzeugtür immer
in einer Kraftfahrzeugtür
angebracht. Hierbei ist, um das Gewicht einer Kraftfahrzeugkarosserie
zu verringern, für
die Stange zur Verstärkung
einer Tür
zunehmend ein Stahlrohr im Einsatz.
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Ein
Stahlrohr für
eine Kraftfahrzeugtürverstärkungsstange
sollte hohe Festigkeit aufweisen, so dass die Kraftfahrzeugtürverstärkungsstange
die angestrebte Wirkung bei der Anwendung derselben erreichen kann.
Daher wird ein Stahlrohr, des sen Festigkeit erhöht ist, generell für eine Kraftfahrzeugtürverstärkungsstange
verwendet. Herkömmlicherweise
wird ein widerstandsgeschweißtes
Rohr als Stahlrohr für
eine Kraftfahrzeugtürverstärkungsstange
verwendet. Speziell wird herkömmlicherweise
ein Stahlrohr des off-line-QT (quench and temper)-Typs, dessen Festigkeit
durch die off-line-QT-Behandlung,
beispielsweise Induktionsquenchen, erhöht ist, verwendet; oder es
wird ein Stahlrohr des gewalzten Typs, das durch Widerstandsschweißen eines
hohe Festigkeit aufweisenden Stahlblechs produziert wird, herkömmlicherweise
verwendet (hierbei wird das Stahlblech durch die QT-Behandlung im
Stadium des Herstellens eines dünnen
Stahlblechs als Basismaterial eines widerstandsgeschweißten Rohr
verfestigt).
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Die
US-A-5 370 751 offenbart
einen luftgehärteten
Stahl, der während
des Gießens
beruhigt wird, der als Material zur Herstellung von Strukturrohren
für Strukturelemente,
die hohen mechanischen Belastungen unterworfen sind, insbesondere
für Türverstärkungen
bei der Herstellung von Kraftfahrzeugen verwendet wird. Der Stahl
besteht – in
Gewichtsprozent – aus:
0,15–0,30% C
0,50–0,80% Si
2,05–3,35% Mn
max.
0,03% P
max. 0,03% S
0,50–1,00% Cr
max. 0,60% Mo
max.
0,05% Al
0,01–0,05%
Ti
0,0015–0,0035%
B
0,002–0,015%
N,
zum Rest Eisen und Verunreinigungen,
wobei:
Ti
(%):N (%) ≥ 3,4%
Mn
(%) + Cr (%) + Mo (%) + Si (%) ≥ 3,3%.
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ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Jedoch
besteht im Falle eines Stahlrohrs des Offline-QT-Vergütungstyps
(quench and temper (QT)-Typs) das Problem, dass die Produktionsstufen
kompliziert sind, ein relativ langer Zeitraum zur Produktion erforderlich
ist und die Produktionskosten relativ hoch sind, da die QT-Vergütungsbehandlung "Offline" ausgeführt werden
muss. Andererseits besteht im Falle eines Stahlrohrs des Walzzustandstyps
das Problem, dass die Tendenz besteht, dass während der Rohrbildung erzeugte
Kaltumformungsspannungen verbleiben, wodurch das Stahlrohr in einem
relativ frühen
Stadium des Dreipunkt-Biegetests einknickt und daher eine schlechte
Dreipunkt-Biegeeigenschaft aufweist. Zusätzlich besteht im Falle des
Stahlrohrs des Walzzustandstyps, da das Stahlblech der QT-Behandlung
im Stadium der Produktion des dünnen
Stahlblechs unterzogen wird und das Stahlrohr danach aus dem Stahlblech
produziert wird, das Problem, dass der durch Widerstandsschweißen geschweißte Bereich,
in dem die Enden des Stahlblechs widerstandsverschweißt sind
(der induktionsgeschweißte
Bereich) zum Erweichen aufgrund von Wärmebeeinflussung neigt. Ferner
tritt, da das dünne Stahlblech
als Basismaterial eines Stahlrohrs eine extrem hohe Festigkeit aufweist,
das Problem auf, dass das Stahlrohr dazu tendiert, an einem relativ
hohen Grad des Zurückfederns
zum Zeitpunkt der Rohrbildung zu kranken, das Stahlrohr schwer zu
formen ist und die Produktionsanlagen großkalibrig sein müssen, wodurch die
Anlagen teuer werden.
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Aufgabe
der vorliegenden Erfindung ist das Lösen der im Vorhergehenden genannten
Probleme des Standes der Technik, das Vorschlagen eines Verfahrens
zur Herstellung eines Stahlrohrs zur Verstärkung einer Kraftfahrzeugtür, das hohe
Festigkeit (eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 1000 MPa) und
hervorragende Dreipunkt-Biegeeigenschaft aufweist.
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Um
die im Vorhergehenden genannten Probleme zu lösen, suchten die Erfinder der
vorliegenden Erfindung intensiv nach Mitteln, die Festigkeit und
Dreipunkt-Biegeeigenschaft eines Stahlrohrs gleichzeitig zu erhöhen, ohne
eine Offline-Wärmebehandlung
durchzuführen.
Als Ergebnis ermittelten die Erfinder die folgenden Punkte.
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Durch
zunächst
Durchführen
eines den Durchmesser verringernden Walzverfahrens an einem Stahlrohr
mit einer einzigartig beschränkenden
Zusammensetzung, wobei die Durchmessergesamtverringerungsrate nicht
weniger als 20% beträgt,
bei einer Temperatur innerhalb der "α + γ"-Zweiphasenregion oder etwas oberhalb
der Region und anschließendes
Kühlen
des Stahlrohrs wird die Struktur des Stahlrohrs zu einer Struktur,
die harten Martensit und Bainit als Hauptkomponenten, die infolge
einer Transformation des deformierten Austenits erhalten werden,
und Ferrit in einem Mischzustand umfasst. Bei Verwendung des Stahlrohrs mit
der im Vorhergehenden genannten Struktur wird ein Stahlrohr, bei
dem hohe Festigkeit und hervorragende Dreipunkt-Biegeeigenschaft kompatibel sind, ohne
Durchführen
der herkömmlichen
speziellen Offline-Wärmebehandlung
(QT-Vergütungsbehandlung)
erhalten. Eine derartige signifikante Verbesserung der Dreipunkt-Biegeeigenschaft
wird vermutlich erhalten, weil die Struktur des Stahlrohrs hauptsächlich aus
Martensit und Bainit, das aus dem deformierten γ transformiert wurde, besteht.
Andererseits besteht die Struktur eines herkömmlichen Stahlrohrs des Offline-QT-Typs
hauptsächlich
aus Martensit oder Bainit, das aus dem wiederaufgeheizten Austenit
(γ) transformiert
wurde. Die Dreipunkt-Biegeeigenschaft des herkömmlichen Stahlrohrs des Walzzustandstyps
und die Dreipunkt-Biegeeigenschaften des Stahlrohrs mit einer Struktur,
die hauptsächlich
aus Martensit oder Bainit, das aus dem deformierten γ transformiert
wurde, besteht (das Stahlrohr der vorliegenden Erfindung) sind in 3 in
einer Weise angegeben, wobei erstere mit der letzteren verglichen
wird. Aus 3 ist ersichtlich, dass die
Beulgrenzenpressmenge (die Beulgrenzendeformationsmenge) des Stahlrohrs
der vorliegenden Erfindung relativ groß ist und daher eine relativ
große
Energiemenge im Vergleich zum herkömmlichen Stahlrohr absorbiert.
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Die
vorliegende Erfindung wurde durch weiteres Untersuchen der im Vorhergehenden
genannten Erkenntnisse erreicht. Die vorliegende Erfindung besteht
aus einer neuen Technik, deren Idee von der eines herkömmlichen
Stahlrohrs zur Verstärkung
einer Kraftfahrzeugtür
wesentlich verschieden ist.
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Insbesondere
erfolgt in einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung die Bereitstellung
eines Verfahrens zur Herstellung eines Stahlrohrs zur Verstärkung einer
Kraftfahrzeugtür,
das die folgenden Stufen umfasst:
Herstellen eines Mutterstahlrohrs
mit einer Zusammensetzung, die umfasst:
0,05 bis 0,30 Masse-%
C,
0,01 bis 2,0 Masse-% Si,
1,8 bis 4,0 Masse-% Mn,
0,005
bis 0,10 Masse-% Al,
nicht mehr als 0,025 Masse-% P,
nicht
mehr als 0,020 Masse-% S,
nicht mehr als 0,010 Masse-% N,
nicht
mehr als 0,006 Masse-% O,
und optional mindestens eine Art
eines Elements, das aus der Gruppe von:
nicht mehr als 1 Masse-%
Cu,
nicht mehr als 1 Masse-% Ni,
nicht mehr als 2 Masse-%
Cr und
nicht mehr als 1 Masse-% Mo
ausgewählt ist,
oder
optional mindestens eine Art eines Elements, das aus der Gruppe
von:
nicht mehr als 0,1 Masse-% Nb,
nicht mehr als 0,5
Masse-% V,
nicht mehr als 0,2 Masse-% Ti und
nicht mehr
als 0,003 Masse-% B
ausgewählt
ist,
oder optional mindestens eine Komponente, die aus der
Gruppe von:
nicht mehr als 0,02 Masse-% Seltenerdmetallen und
nicht
mehr als 0,01 Masse-% Ca
ausgewählt ist,
und wobei der
Rest Fe und beiläufige
Verunreinigungen sind;
Durchführen einer Erwärm- oder
Durchwärmbehandlung
an dem Mutterstahlrohr; und
danach Durchführen eines den Durchmesser
verringernden Walzverfahrens an dem Mutterstahlrohr, wobei die Gesamtdurchmesserverringerungsrate
nicht weniger als 20% beträgt
und die Temperatur, bei der das den Durchmesser verringernde Walzverfahren
beendet wird, nicht höher
als 800°C
ist, wobei die Temperatur in der "α + γ"-Zweiphasenregion
liegt,
und ein anschließendes
Kühlen
des Stahlrohrs derart, dass eine Martensit- oder Bainitstruktur
erhalten wird.
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KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
ein Erläuterungsdiagramm,
das das Schema eines Dreipunkt-Biegetests zeigt.
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2 ist
ein Erläuterungsdiagramm,
das die Definition des Absorptionsenergiewerts des Dreipunkt-Biegens
zeigt.
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3 ist
ein Diagramm, das das Ergebnis des Dreipunkt-Biegetests eines gemäß der vorliegenden Erfindung
hergestellten Stahlrohrs und das Ergebnis des Dreipunkt-Biegetests
eines herkömmlichen
Stahlrohrs zeigt.
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Bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden
Erfindung
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Das
gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellte Stahlrohr zur Verstärkung einer Kraftfahrzeugtür ist ein
Stahlrohr, das eine Zugfestigkeit TS von nicht kleiner als 1000
MPa und hervorragende Dreipunkt-Biegeeigenschaft aufweist. Zusätzlich zeigt
das gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellte Stahlrohr zur Verstärkung einer Kraftfahrzeugtür vorzugsweise
eine Streckgrenze von nicht höher
als 80%. Das gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellte Stahlrohr kann ein beliebiges geschweißtes Stahlrohr,
wie ein stumpfgeschweißtes
Stahlrohr und ein widerstandsgeschweißtes Rohr, und ein nahtloses
Stahlrohr sein und es ist nicht durch das Verfahren der Herstellung
der einzelnen Mutterstahlrohre beschränkt.
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Als
nächstes
wird der Grund für
die Beschränkung
der Zusammensetzung des gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellten Stahlrohrs zur Verstärkung einer Kraftfahrzeugtür beschrieben.
Es ist anzumerken, dass "Masse-%" im folgenden einfach
als "%" angegeben wird.
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C: 0,05% bis 0,30%
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C
ist ein Element, das in dem Basismaterial als Mischkristall gelöst ist oder
als Carbid ausgeschieden ist, wodurch die Festigkeit von Stahl erhöht wird.
In der vorliegenden Erfindung darf der Gehalt an C nicht weniger
als 0,05% betragen, so dass die gewünschte Festigkeit des Stahls
zuverlässig
erhalten werden kann. Wenn der Gehalt an C 0,30% übersteigt,
ist die Schweißbarkeitseigenschaft
des Stahls beeinträchtigt.
Daher ist in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an C auf innerhalb
des Bereichs von 0,05 bis 0,30% beschränkt.
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Si: 0,01% bis 2,0%
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Si
ist ein Element, das als Desoxidationsmittel dient und in dem Basismaterial
als Mischkristall gelöst ist,
wodurch die Festigkeit des Stahls erhöht wird. Eine derartige Wirkung
von Si wird beobachtet, wenn der Gehalt an Si nicht weniger als
0,01%, vorzugsweise nicht weniger als 0,1% beträgt. Wenn jedoch der Gehalt an
Si 2,0% übersteigt,
wird die Duktilität
des Stahls beeinträchtigt.
Daher ist in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Si auf innerhalb
des Bereichs von 0,01 bis 2,0% beschränkt. Um eine hervorragende
Balance zwischen Festigkeit und Duktilität zu erreichen, liegt der Gehalt
an Si vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 0,10 bis 1,5%.
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Mn: 1,8% bis 4,0%
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Mn
ist ein Element, das zum Erhöhen
der Festigkeit des Stahls, zur Verbesserung der Härtbarkeitseigenschaft
und zur Beschleunigung der Bildung von Martensit und Bainit während des
Kühlens
nach dem Walzverfahren dient. Eine derartige Wirkung von Mn wird
beobachtet, wenn der Gehalt an Mn nicht weniger als 1,8% beträgt. Wenn
jedoch der Gehalt an Mn 4,0% übersteigt,
wird die Duktilität
des Stahls beeinträchtigt. Demgemäß ist in
der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Mn auf innerhalb des Bereichs
von 1,8 bis 4,0% beschränkt.
Um zuverlässig
eine hohe Zugfestigkeit von 1000 MPa oder mehr ohne Durchführen der
Offline-Wärmebehandlung
zu erhalten, liegt der Gehalt an Mn vorzugsweise innerhalb des Bereichs
von 2,5 bis 4,0% und noch besser innerhalb des Bereichs von 2,5
bis 3,5%.
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Al: 0,005% bis 0,10%
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Al
ist ein Element, das eine Desoxidation bewirkt und ferner Körner fein
macht. Aufgrund dieser Kornverfeinerungswirkung macht Al die Struktur
im Stadium des Mutterrohrs fein, wodurch die Wirkung der vorliegenden
Erfindung weiter verstärkt
wird. Um die im Vorhergehenden genannte Wirkung zuverlässig zu
erreichen, muss der Gehalt an Al nicht weniger als 0,005% betragen.
Wenn jedoch der Gehalt an Al 0,10% übersteigt, wird die Menge von
Einschlüssen
auf Oxidbasis erhöht
und die Reinheit des Stahls beeinträchtigt. Daher ist in der vorliegenden
Erfindung der Gehalt an Al auf innerhalb des Bereichs von 0,001
bis 0,10% beschränkt. Der
Gehalt an Al liegt vorzugsweise im Bereich von 0,015 bis 0,06%.
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Zusätzlich zu
der im Vorhergehenden genannten Basiszusammensetzung ist es günstig, wenn
mindestens eine Legierungselementgruppe, die aus der Gruppe der
im folgenden beschriebenen Zusammensetzung A, Zusammensetzung B
und Zusammensetzung C ausgewählt
ist, entsprechend dem Bedarf enthalten ist.
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Zusammensetzung
A: Mindestens eine Art eines Elements, das aus der Gruppe von nicht
mehr als 1% Cu, nicht mehr als 1% Ni, nicht mehr als 2% Cr und nicht
mehr als 1% Mn ausgewählt
ist.
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Cu,
Ni, Cr und Mo sind Elemente, die die Festigkeit des Stahls erhöhen. Diese
Elemente können
entsprechend dem Bedarf allein oder als Kombination von zwei oder
mehreren Arten enthalten sein. Diese Elemente dienen einer Senkung
der Transformationstemperatur und einer Verfeinerung der Struktur.
Wenn jedoch der Gehalt an Cu zu groß ist (insbesondere mehr als
1%), wird die Warmumformbarkeit des Stahls beeinträchtigt.
Ni erhöht
die Zugfestigkeit und verbessert die Zähigkeit. Wenn jedoch der Gehalt
an Ni 1% übersteigt,
erreicht die durch Ni erreichte Wirkung ein Plateau und sie verbessert
sich kaum weiter, auch wenn der Gehalt an Ni erhöht wird. Wenn der Gehalt an
Cr oder der von Mo zu groß ist
(wenn insbesondere der Gehalt an Cr 2% übersteigt oder wenn der Gehalt
an Mo 1% übersteigt)
nehmen nicht nur die Schweißbarkeit
und Duktilität des
Stahls ab, sondern es nehmen auch die Produktionskosten des Stahls
zu. Daher ist es günstig,
wenn der Cu-Gehalt nicht mehr als 1% beträgt, der Ni-Gehalt nicht mehr
als 1% beträgt,
der Cr-Gehalt nicht mehr als 2% beträgt und der Mo-Gehalt nicht
mehr als 1% beträgt.
Noch günstiger
liegt der Cu-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 0,6%, der Ni-Gehalt im
Bereich von 0,1 bis 0,7%, der Cr-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 1,5%
und der Mo-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 0,5%.
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Zusammensetzung
B: Mindestens eine Art eines Elements, die aus der Gruppe von nicht
mehr als 0,1% Nb, nicht mehr als 0,5% V, nicht mehr als 0,2% Ti
und nicht mehr als 0,003% B ausgewählt ist.
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Nb,
V, Ti und B sind Elemente, die als Carbide, Nitride oder Carbonitride
ausgeschieden werden, wodurch sie zur Festigkeit des Stahls beitragen.
Insbesondere bewirken in einem Stahlrohr mit einem geschweißten Bereich,
der auf eine hohe Temperatur erhitzt wird, die Ausscheidungen dieser
Elemente eine Verfeinerung der Körner
während
des Aufheizprozesses zum Zeitpunkt des Schweißens, sie dienen als Ausscheidungskeime
für Ferrit
während
des Kühlprozesses
des Schweißens
und sie verhindern effektiv, dass der geschweißte Bereich hart wird. Diese
Elemente können
allein oder als Kombination von zwei oder mehreren Elementen entsprechend
dem Bedarf zugesetzt werden. Wenn jedoch diese Elemente in zu großer Menge
zugesetzt werden, werden die Schweißbarkeit und Duktilität des Stahls
beide beeinträchtigt.
Daher ist es in der vorliegenden Erfindung bevorzugt, wenn der Gehalt
an Nb auf nicht mehr als 0,1% beschränkt ist, der Gehalt an V auf
nicht mehr als 0,5% beschränkt
ist, der Gehalt an Ti auf nicht mehr als 0,2% beschränkt ist
und der Gehalt an B auf nicht mehr als 0,003% beschränkt ist.
Noch günstiger
liegt der Gehalt an Nb im Bereich von 0,005 bis 0,05%, der Gehalt
an V im Bereich von 0,05 bis 0,1%, der Gehalt an Ti im Bereich von
0,005 bis 0,10% und der Gehalt an B im Bereich von 0,0005 bis 0,002%.
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Zusammensetzung
C: Mindestens eine Komponente, die aus der Gruppe von nicht mehr
als 0,02 Masse-% Seltenerdmetalle und nicht mehr als 0,01 Masse-%
Ca ausgewählt
ist.
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Seltenerdmetalle
und Ca kristallisieren als Sulfide, Oxide oder Oxisulfide, sie bewirken
die kugelähnliche
Form von Einschlüssen,
wodurch die Umformbarkeit verbessert wird, und sie verhindern wirksam,
dass der geschweißte
Bereich eines Stahlrohrs hart wird. Seltenerdmetalle, Ca können allein
oder als Kombination von zwei Elementen entsprechend dem Bedarf
in der vorliegenden Erfindung zugesetzt werden. Wenn jedoch der
Gehalt an Seltenerdmetallen 0,02% oder der Gehalt an Ca 0,01% übersteigt,
sind in dem Stahl zu viele Einschlüsse vorhanden, wodurch die
Reinheit und Duktilität
des Stahls beeinträchtigt
werden. Daher ist es günstig,
wenn der Gehalt an Seltenerdmetallen auf nicht mehr als 0,02% beschränkt ist
und der Gehalt an Ca auf nicht mehr als 0,01% beschränkt ist.
Wenn der Gehalt an Seltenerdmetallen weniger als 0,004% beträgt oder
wenn der Gehalt an Ca weniger als 0,001% beträgt, können die im Vorhergehenden
genannten Wirkungen durch Seltenerdmetalle, Ca nicht ausreichend
sein. Daher ist es bevorzugt, wenn der Gehalt an Seltenerdmetallen
nicht weniger als 0,004% und der Gehalt an Ca nicht weniger als
0,001% beträgt.
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Der
Rest außer
den im Vorhergehenden genannten Elementen der Zusammensetzung besteht
aus Fe und beiläufigen
Verunreinigungen. Beispiele für
die beiläufigen
Verunreinigungen umfassen: nicht mehr als 0,025% P, nicht mehr als
0,020% S, nicht mehr als 0,010% N und nicht mehr als 0,006% O.
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P: 0,025% oder weniger
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Vorzugsweise
wird der Gehalt an P möglichst
stark verringert, da P sich lokal an Korngrenzen segregiert und
die Duktilität
des Stahls beeinträchtigt.
Jedoch ist das Vorhandensein von P akzeptabel, wenn der Gehalt an
P nicht mehr als 0,025% beträgt.
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S: 0,020% oder weniger
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Vorzugsweise
ist der Gehalt an S möglichst
stark verringert, da S die Sulfidmenge erhöht und die Reinheit des Stahls
beeinträchtigt.
Jedoch ist das Vorhandensein von S akzeptabel, wenn der Gehalt an
S nicht mehr als 0,020% beträgt.
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N: 0,010% oder weniger
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Vorzugsweise
ist der Gehalt an N möglichst
stark verringert, da N die Schweißbarkeitseigenschaft des Stahls
beeinträchtigt.
Jedoch ist das Vorhandensein von N akzeptabel, wenn der Gehalt an
N nicht mehr als 0,010% beträgt.
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O: 0,006% oder weniger
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Vorzugsweise
ist der Gehalt an O möglichst
stark verringert, da O die Reinheit des Stahls beeinträchtigt.
Jedoch ist das Vorhandensein von O akzeptabel, wenn der Gehalt an
O nicht mehr als 0,006% beträgt.
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Das
gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellte Stahlrohr weist eine Struktur, die aus Martensit und/oder
Bainit besteht, oder eine Struktur, die ein Gemisch von Martensit
und/oder Bainit und Ferrit ist, auf. Der Martensit und/oder Bainit
der im Vorhergehenden genannten Struktur ist ein Transformationsprodukt,
das infolge einer Transformation des deformierten Austenits (γ), der einem
Durchmesserverringerungswalzen unterzogen wurde, erhalten wurde
und er trägt
signifikant dazu bei, eine höhere
Festigkeit und eine niedrigere Streckgrenze (YR) zu erreichen und
die Dreipunkt-Biegeeigenschaft
zu verbessern. In der vorliegenden Erfindung kann die Struktur Ferrit
zusätzlich
zu der primären
Phase von Martensit und/oder Bainit umfassen. Vorzugsweise beträgt der Gehalt
an Ferrit, ausgedrückt
als Flächenanteil,
nicht mehr als 20%. Wenn die Ferritmenge 20% als Flächenverhältnis übersteigt,
kann die hohe Festigkeit der gewünschten
Höhe nicht
zuverlässig
erhalten werden. Daher ist die Ferritmenge vorzugsweise nicht größer als
20% als Flächenanteil.
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Als
nächstes
wird das Verfahren zur Herstellung eines gemäß der vorliegenden Erfindung
hergestellten Stahlrohrs beschrieben.
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Obwohl
das Verfahren zur Herstellung des gemäß der vorliegenden Erfindung
hergestellten Stahlrohrs ein Stahlrohr mit einer "speziellen Zusammensetzung" als Mutterstahlrohr
verwendet, ist das Verfahren zur Herstellung des Mutterstahlrohrs
(Rohrbildung) nicht speziell beschränkt. Beispiele für das Verfahren
zur Herstellung des Mutterstahlrohrs umfassen: Widerstandsschweißen, das
einen Hochfrequenzstrom beim Kaltwalzumformen oder Warmwalzumformen
verwendet (das Mutterrohr eines derartigen Typs wird als "widerstandsgeschweißtes Rohr" und insbesondere "warmwiderstandsgeschweißtes Rohr" im Falle des Warmwalzens
bezeichnet); Festphasen-Druckschweißen, wobei beide Randbereiche
eines offenen Rohrs auf den Festphasen-Druckschweißtemperaturbereich erhitzt
werden, wodurch die Randbereiche druckgeschweißt werden (das Mutterrohr eines
derartigen Typs wird als "festphasen-druckgeschweißtes Rohr" bezeichnet), Stumpfschweißen (das
Mutterrohr eines derartigen Typs wird als "stumpfgeschweißtes Rohr" bezeichnet) und das Lochbildungsverfahren
des Mannesmann-Typs (das Mutterrohr eines derartigen Typs wird als "nahtloses Stahlrohr" bezeichnet). Jedes
der im Vorhergehenden genannten Verfahren kann günstigerweise verwendet werden.
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Das
Mutterstahlrohr mit der im Vorhergehenden genannten Zusammensetzung
wird einem Durchmesserverringerungswalzverfahren unterzogen, wobei
die Gesamtdurchmesserverringerungsrate nicht weniger als 20% beträgt und die
Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren beendet
wird, nicht mehr als 800°C
beträgt,
vorzugsweise nach dem Durchführen
der Aufwärm-
oder Durchwärmbehandlung.
Die Temperatur, bei der die Aufwärm-
oder Durchwärmbehandlung
durchgeführt
wird, ist nicht speziell beschränkt, sofern
die Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren
beendet wird, nicht mehr als 800°C
beträgt.
Für den
Fall, dass das Mutterstahlrohr einmal auf Raumtemperatur gekühlt wurde,
muss die Aufheizbehandlung durchgeführt werden. Jedoch kann in
diesem Fall die Temperatur, bei der die Aufheizbehandlung durchgeführt wird,
flexibel so eingestellt werden, dass die Temperatur, bei der das
Durchmesserverringerungswalzverfahren beendet wird, nicht mehr als
800°C beträgt und innerhalb
des "α + γ"-Zweiphasenbereichs
liegt. Beispielsweise kann die Temperatur, bei der die Aufheizbehandlung
durchgeführt
wird, passend zwischen den Ac3-Transformationspunkt
und den Ac1-Transformationspunkt oder am Ac3-Transformationspunkt oder höher gewählt werden
und dann so gekühlt
werden, dass die Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren
beendet wird, nicht mehr als 800°C
beträgt
und innerhalb des "α + γ"-Zweiphasenbereichs
liegt. Für
den Fall, dass das Mutterstahlrohr in dem Heißwalzumformen oder Warmwalzumformen produziert
wird, kann das Mutterstahlrohr direkt einer Wiederaufheiz- oder
Durchwärmbehandlung
vor dem Kühlen
des Mutterstahlrohrs auf Raumtemperatur unterzogen werden, so dass
die Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren
beendet wird, nicht mehr als 800°C
beträgt
und innerhalb des "α + γ"-Zweiphasenbereichs
liegt.
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Wenn
die Gesamtdurchmesserverringerungsrate weniger als 20% beträgt, ist
die Deformation des Austenits unzureichend und die danach produzierte
Niedertemperaturtransformationsphase (Martensit oder Bainit) zeigt
keine ausreichende Festigkeit, wodurch die Zugfestigkeit des Stahls
nicht auf 1000 MPa oder höher
erhöht
werden kann.
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Die
Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzen durchgeführt wird,
wird derart eingestellt, dass die Tempera tur, bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren
beendet wird, nicht mehr als 800°C
beträgt.
Die Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzen durchgeführt wird,
wird auf innerhalb des "α + γ"-Zweiphasenbereichs
eingestellt.
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Wenn
die Temperatur, bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren
beendet wird, 800°C übersteigt,
geht die dem Austenit verliehene Walzspannung unmittelbar verloren,
wodurch die infolge einer Transformation ausgehend von dem Austenit
produzierte Niedertemperaturtransformationsphase (Martensit oder
Bainit) keine ausreichende Festigkeit aufweist und daher keine hohe
Zugfestigkeit TS von 1000 MPa oder mehr erreicht werden kann. Um
eine derartige hohe Festigkeit zu erreichen, ist die Temperatur,
bei der das Durchmesserverringerungswalzverfahren beendet wird,
vorzugsweise nicht niedriger als die Temperatur, bei der die Martensit-
oder Bainittransformation vollständig
durchgeführt
wird.
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Nach
der Reduktion wird das Mutterstahlrohr nach dem herkömmlichen
Standardverfahren gekühlt. Dieser
Kühlprozess
kann durch entweder Luft oder Wasser durchgeführt werden.
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In
der vorliegenden Erfindung ist das Durchmesserverringerungswalzen
vorzugsweise ein Walzen unter Schmierung (Schmierungswalzen). Durch
Durchführen
eines Schmierungswalzens als Durchmesserverringerungswalzen wird
die Verteilung von Spannungen in Dickenrichtung gleichförmig gemacht,
die Struktur kann in Dickenrichtung gleichförmig fein gemacht werden und
die Bildung der Textur kann ebenfalls in Dickenrichtung gleichförmig gemacht
werden. Im Gegensatz dazu konzentrieren sich im Falle eines Nichtschmierungswalzens
die Walzspannungen im Materialoberflächenschichtbereich aufgrund
der Scherwirkung, wodurch die Struktur in Dickenrichtung nicht gleichförmig ausgebildet
wird.
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Das
Verfahren des Durchmesserverringerungswalzens ist nicht speziell
beschränkt.
In der vorliegenden Erfindung ist ein Walzen durch Tandem-Kaliberwalzwerke
(die generell als "Reduktor" bezeichnet werden) bevorzugt.
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Beispiele
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Ein
warmgewalztes Stahlblech (Dicke 1,8 oder 2,3 mm) mit der in Tabelle
1 angegebenen Zusammensetzung wurde widerstandsgeschweißt, wodurch
ein geschweißtes
Stahlrohr (ein widerstandsgeschweißtes Rohr mit einem Außendurchmesser
von 58 mm ∅) produziert wurde. Das erhaltene geschweißte Stahlrohr wurde
als Mutterstahlrohr verwendet. Das Mutterstahlrohr wurde der Aufheizbehandlung,
dann dem Durchmesserverringerungswalzverfahren unter den in 2 angegebenen
Bedingungen unterzogen, wodurch ein Produktrohr erhalten wurde.
Das Durchmesserverringerungswalzen wurde unter Verwendung eines Reduktors,
bei dem Walzwerke als Tandem angebracht waren, durchgeführt.
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Die
Struktur, die Zugeigenschaften und die Dreipunkt-Biegeeigenschaft
der erhaltenen Produktrohre wurde untersucht.
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(1) Struktur
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Ein
Teststück
wurde von jedem Produktrohr entnommen. Die Struktur des Teststücks wurde
in einem zur Längsrichtung
des Rohr senkrechten Abschnitt des Teststücks unter Verwendung eines
optischen Mikroskops und eines Rasterelektronenmikroskops photographiert.
Für die
auf diese Weise erhaltenen einzelnen Mikrographiestrukturen wurden
die Arten der Komponentenstrukturen und der Prozentsatz der jeweiligen
Komponentenstrukturen durch Verwendung einer Bildanalysevorrichtung
erhalten.
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(2) Zugeigenschaften
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Ein
Teststück
nach JIS Nr. 11 (ein rohrförmiges
Teststück, wobei
die Messlänge
50 mm betrug) wurde von jedem Produktrohr in Längsrichtung des Produktrohrs
entnommen. Ein Zugtest wurde gemäß den Vorschriften
von JIS Z 2241 durchgeführt,
wodurch die Streckgrenze YS, die Zugfestigkeit TS und die Dehnung El
erhalten wurden.
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(3) Dreipunkt-Biegeeigenschaft
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Ein
(rohrförmiges)
Teststück
wurde von jedem Produktrohr entnommen. Für jedes Teststück wurde
ein Dreipunkt-Biegetest wie in 1 gezeigt
durchgeführt,
wobei die Stützweite
L 800 mm oder 980 mm betrug und der Krümmungsradius R des Presswerkzeugs
152,4 mm betrug, wodurch die Beziehung zwischen dem Druck und der
Pressmenge sowie die maximale Beulgrenzenpressmenge δ, die die
maximale Pressmenge vor dem Auftreten eines Einknickens bzw. Einbeulens
war, erhalten. Ferner wurde durch die Verwendung der auf diese Weise
erhaltenen Pressdruck-Pressmenge-Kurve
die Fläche
zwischen "der Pressdruck-Pressmenge-Kurve
vom Beginn des Pressens bis zur Beulgrenzenpressmenge" und der Achse "der Deformationsmenge" erhalten, wodurch
die Absorptionsenergie E definiert wurde.
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Die
erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
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Alle
Beispiele der vorliegenden Erfindung zeigen eine hervorragend hohe
Zugfestigkeit (1000 MPa oder mehr), eine hervorragend hohe Dreipunkt-Biege-Beulgrenzenpressmenge
und eine hervorragend hohe Absorptionsenergie des Dreipunkt-Biegens.
Andererseits sind in den Vergleichsbeispielen, deren Zusammensetzungen
jenseits des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen, die Beulgrenzenpressmenge
und die Menge der Absorptionsenergie beide niedrig und die Dreipunkt-Biegeeigenschaft
schlecht im Vergleich zu den entsprechenden vorliegenden Beispielen
der gleichen Dimension.
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Gewerbliche Anwendbarkeit der vorliegenden
Erfindung
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Gemäß der Erfindung
können
bei der Stahlrohrproduktion die Produktionseffizienz verstärkt werden und
die Produktionskosten verringert werden, ohne dass eine Off-line-Wärmebehandlung
notwendig ist. Zusätzlich
wird gemäß der vorliegenden
Erfindung die absorbierte Energie bei Dreipunkt-Biegen erhöht und daher
kann die Dicke eines Stahlrohrs dünner gemacht werden und das
Gewicht eines Kraftfahrzeugs signifikant verringert werden, was
im Hinblick auf großtechnische
Belange äußerst vorteilhaft
ist.
