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Hintergrund
der Erfindung
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1. Gebiet der
Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein heißgewalztes Stahlblech von hoher
Zugfestigkeit, das ausgezeichnete Bruchdehnung und Streckbördelverformfähigkeit
aufweist, sowie ein Verfahren zum Herstellen desselben.
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2. Beschreibung des Standes
der Technik
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Von
den warmgewalzten Stahlblechen zur Verwendung in Automobilen, für strukturelle
Teile eines Fahrzeugkörpers,
Teile der Radaufhängung
(beispielsweise Reifen, Felgen, Fahrgestell usw.) und Verstärkungsteile
(beispielsweise Stoßstangen,
Türschutzhüllen [door
guard covers] usw.), werden warmgewalzte Stahlbleche, die hohe Zugfestigkeit
einer 780 MPa Klasse bis zu einer 980 MPa Klasse aufweisen, verwendet. Unter
diesen wird von den warmgewalzten Stahlblechen, die für Fahrzeugrahmen
verwendet werden, um geringeren Brennstoffverbrauch zu erreichen,
sowie eine Verbesserung in der Kollisionssicherheit der Automobile,
gefordert, dass sie hoher mechanischer Stärke und hoher Verarbeitbarkeit
genügen.
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Als
ein warmgewalztes Stahlblech entwickelt unter einem solchen Gesichtspunkt
ist ein Stahl von zusammengesetztem Gefüge (sogenannter DP- Stahl),
der eine Mikrostruktur primär
bestehend aus Ferrit und Martensit aufweist und ein Abschreckaustenitstahl,
der eine Mikrostruktur bestehend aus Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit
aufweist, bekannt.
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Als
ein Ergebnis eines jüngsten
Trends, mit sicherheits- und umweltorientierten Elementen auszustatten,
tendiert das Gewicht eines Fahrzeugkörpers dazu, größer zu werden.
In diesem Zusammenhang wurde versucht, den Fahrzeugkörper leichter
zu machen und zwar durch aktive Verwendung eines warmgewalzten Stahlbleches
mit hoher Zugfestigkeit, das dünn
ist und eine Zugfestigkeit von 780 MPa oder mehr aufweist.
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So
offenbart beispielsweise Patent- Referenznummer 1 ein Verfahren
zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbleches, in welchem Stahl
dessen essentielle Komponenten C, Si und Mn sind, einem letztendlichen
Warmwalzen unterzogen wird und zwar unter einer Walzreduktion von
80% oder mehr, und bei einer Walztemperatur von 780 bis 900°C, wobei
nachdem das Walzen beendet ist, ein Abkühlen mit einer Abkühlrate von
weniger als 40°C/sec
gestartet wird, das bei einer vorbestimmten Temperatur aufhört, und
anschließend das
Abkühlen
mit einer Abkühlrate
von 40°C/sec
oder mehr fortgeführt
wird, des weiteren gefolgt von einer Aufwickeltemperatur in einer
Größenordnung
von 350 bis 500°C;
dabei wird ein warmgewalztes Stahlblech, das eine Mikrostruktur
aufweist, die einen Raumfaktor von polygonalem Ferrit von 61 % oder
mehr aufweist, ein Verhältnis
des Raumfaktors des polygonalen Ferrit zu einer Korngröße von 18
oder mehr aufweist, und eine zweite Phase bestehend aus Bainit und
Abschreckaustenit, sowie 5% am Abschreckaustenit in der zweiten Phase
aufweist, erhalten.
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Gemäß der Technologie
kann ein TS × EL
Wert berechnet aus der Zugfestigkeit TS (tensile strength; MPa)
und der Elongation EL (%) 20 000 MPa% erreichen, d.h. ein warmgewalztes
Stahlblech exzellent in seinen Ausdehnungseigenschaften kann erhalten
werden. Hierdurch wird in der Technologie die Streckbördelverformfähigkeit,
die eine wichtige Charakteristik, verlangt für die Stahlbleche mit hoher
Zugfestigkeit in der Automobilfertigung, ist, überhaupt nicht berücksichtigt.
Streckbördelverformfähigkeit
ist ein Indikator, welcher generell durch die Verwendung einer Lochexpansionsrate
erhalten durch den Lochexpansionstest ausgedrückt wird und die Verarbeitbarkeit
des Stahlbleches bewertet. Es besteht keine Korrelation zwischen
der Streckbördelverformfähigkeit
und den Ausdehnungseigenschaften. Dem entsprechend ist es, selbst
mit der Technologie offenbart im Patent- Referenznummer 1, schwierig,
ein warmgewalztes Stahlblech mit hoher Zugfestigkeitsstärke zu erzeugen,
das die exzellente Streckbördelverformfähigkeit
und die exzellenten Ausdehnungseigenschaften miteinander vereint.
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Des
weiteren wird im Patent- Referenznummer 2 ein Stahlblech mit hoher
Zugfestigkeitsstärke,
das exzellent in der Streckbördelverformfähigkeit
ist, offenbart. Das Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit ist charakterisiert
dadurch, dass C, Si, Mn und B als essentielle Bestandteile enthalten
sind, ein S- Anteil 0,02 % oder weniger begrenzt ist und eine Mikrostruktur
aus zwei Phasen von polygonalen Ferrit, Bainit und Martensit besteht.
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Gemäß der Technologie
wird mit einem warmgewalzten Stahlblech, das eine Zugfestigkeit
von 66 kgf/mm2 (=647 MPa) aufweist, das
Lochexpansionsverhältnis λ von 150%
erreicht (d.h TS × λ = 97 050 MPA%).
Da jedoch die Ausdehnungseigenschaften nur 24% sind (d.h. TS × EL = 15528
MPa%), besteht ein Problem darin, dass die Anwendungen auf Radaufhängungsteile,
von denen häufig
verlangt wird, dass sie exzellent in ihren Ausdehnungseigenschaften
sind, begrenzt sind. Des weiteren ist im Patent- Referenznummer 2
keine Beschreibung eines warmgewalzten Stahlbleches mit hoher Zugfestigkeit
vorhanden, das eine Zugfestigkeit von 780 MPa oder mehr (sogenanntes
warmgewalztes Stahlblech TS 780 MPa Klasse) aufweist, und dementsprechend
kann die Technologie auf warmgewalzte Stahlbleche, welche die hohe
Zugfestigkeit der 780 MPa Klasse aufweisen, nur mit Schwierigkeiten
angewandt werden.
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Des
weiteren wird in Patent- Referenznummer 3 ein warmgewalztes Stahlblech
mit hoher Zugfestigkeit, das exzellent in der Streckbördelformfähigkeit
ist, offenbart. Das Stahlblech ist charakterisiert dahingehend,
dass es C, Si, Mn, Ti und Nb als essentielle Komponenten enthält, dass
der Flächenanteil
des Ferrits mit einer durchschnittlichen Korngröße von 25 μm oder weniger 70 bis 95% ist,
und der Rest aus einem Mikrogefüge
besteht, das Martensit oder Austenit umfasst.
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Gemäß dieser
Technologie wird die Zugfestigkeit von 99 kgf/mm2 (=970
MPa) erreicht, da die Mikrostruktur Martensit enthält. Jedoch
ist gemäß dieser
Technolgie selbst bei TS 80kgf/mm2 (=784
MPa) das Lochausdehnungsverhältnis
bei λ nur
48% und die Streckbördelformfähigkeit
ist nicht ausreichend.
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Des
weiteren wird im Patent- Referenznummer 4 ein Stahlblech mit hoher
Zugfestigkeit, exzellent in den Stanzeigenschaften (burring properties),
offenbart. Das Stahlblech ist charakterisiert dadurch, dass es C, Si,
Mn und Ti als essentielle Komponenten enthält und ein Mikrogefüge bestehend
aus einer Primärphase
(d.h. Ferrit) aufweist, das eine durchschnittliche Korngröße von 5 μm oder weniger
aufweist und eine Sekundärphase
mit einer durchschnittlichen Korngröße von 3,5 μm oder weniger.
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Die
Technologie zielt darauf ab, ein Stahlblech von hoher Zugfestigkeit
exzellent in der TS- EL- Balance zu produzieren, wobei die TS- λ- Balance
insbesondere exzellent in den Stanzeigenschaften ist (d.h. Lochausdehnungs-
Verarbeitbarkeit). Da jedoch die Sekundärphase Pearlit enthält, ist
die maximale Zugfestigkeit 740 MPa, d.h. 780 MPa werden nicht erreicht.
- Patent- Referenznummer 1: JP- A- 3- 10049, Amtsblatt.
- Patent- Referenznummer 2: JP- A- 58- 167750, Amtsblatt.
- Patent- Referenznummer 3: JP- A- 9- 125194, Amtsblatt.
- Patent- Referenznummer 4: JP- A- 2000- 192191, Amtsblatt.
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Um
einen Fahrzeugkörper
von geringerem Gewicht zu realisieren, ist ein Stahlblech, das ein
warmgewalztes Stahlblech ist, das eine hohe Zugfestigkeit aufweist,
mit der Zugfestigkeit TS von 780 MPa oder mehr oder des weiteren
980 MPA oder mehr und das des weiteren Ausdehnungseigenschaften
aufweist, die in der Lage sind, einen TS Wert × EL ≥ 20 000 MPa% zu erzielen und
eine Streckbördelverformbarkeit,
die in der Lage ist TS × λ ≥ 82 000 MPa%
zu erreichen, von Nöten.
Das heißt
im Falle beispielsweise von TS 780 MPa wird ein warmgewalztes Stahlblech
von hoher Zugfestigkeit benötigt,
das EL ≥ 25,5%
und λ ≥ 105% genügt. Wie
jedoch oben erwähnt,
gibt es bislang keine Technologie, die dieses Ziel erreichen kann.
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JP-
A- 9- 143570 offenbart die Produktion einer warmgewalzten Stahlblechtafel
mit hoher Zugfestigkeit mit Duktilität, Zähigkeit und Ermüdungsfähigkeit,
die eine Feinstruktur (Ferrit- Korngröße < 10μm)
aufweist.
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JP-
A- 200- 220648 offenbart ein warmgewalztes Stahlblech mit hoher
Duktilität
mit Streckbördelverformfähigkeits-
Eigenschaften eines Stahlblechs für Autos.
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Die
vorliegende Erfindung wurde durchgeführt, um diese Probleme zu lösen und
zielt darauf ab, ein warmgewalztes Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit
bereitzustellen, in welchem der TS 780 MPa oder mehr ist oder 980
MPa oder mehr die Ausdehnungseigenschaften exzellent sind – d.h. TS
x EL ≥ 20
000 MPa% ist erfüllt - und die Streckbördelverformbarkeit
exzellent ist – d.h.
TS × λ ≥ 82 000 MPa%
ist erfüllt – und ein
Verfahren zum Herstellen desselben.
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Die
vorliegenden Erfinder haben nach intensiven Untersuchungen, um die
oben genannte Aufgabe zu lösen,
herausgefunden, dass wenn Ti eine unverzichtbare Komponente ist,
Ferrit erzeugt nach dem Warmwalzen feiner in seiner Korngröße gemacht
wird, und die Fraktionen von Bainit und Abschreckaustenit, erzeugt von
nicht umgewandeltem Austenit, in vorbestimmten Bereichen kontrolliert
werden, das warmgewalzte Stahlblech von hoher Zugfestigkeit, mit
einer Zugfestigkeit von 780 MPA oder mehr oder des weiteren 980
MPa oder mehr, merklich in den Ausdehnungseigenschaften und in der
Streckbördelverformfähigkeit
verbessert werden kann.
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Des
weiteren wurde herausgefunden, dass wenn C und Si in vorbestimmten
Bereichen zugegeben werden, ein solches warmgewalztes Stahlblech
mit hoher Zugfestigkeit stabil produziert werden kann.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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In
der vorliegenden Erfindung umfasst ein warmgewalztes Stahlblech
eine Zusammensetzung, die enthält:
C zu 0,4 Massen- % oder mehr und 0,25 Massen- % oder weniger, Si
zu 0,4 Massen- % oder mehr oder 2,0 Massen- % oder weniger, Mn zu
3,0 Massen- % oder weniger, Al zu 0,2 Massen- % oder weniger, S zu
0,007 Massen- % oder weniger, Ti zu 0,08 Massen- % oder mehr und
0,3 Massen- % oder we niger und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
wobei der Anteil an C, das Si und das Ti die folgende Gleichung (1)
erfüllen;
sowie eine Mikrostruktur, welche Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit
enthält,
wobei eine Fraktion des Ferrits in einer gesamten Mikrostruktur
40% oder mehr beträgt,
eine durchschnittliche Korngröße des Ferrits
5 μm oder
weniger ist, eine Fraktion des Bainits in der Größenordnung von 20% bis 48%
im Hinblick auf die gesamte Mikrostruktur liegt, und eine Fraktion
des Abschreckaustenits in der Größenordnung
von 2% bis 7% im Hinblick auf eine gesamte Mikrostruktur ist.
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Des
weiteren umfasst in der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zum
Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs mit hoher Zugfestigkeit:
nachdem eine Bramme an Stahl, die eine Zusammensetzung aufweist,
die C zu 0,04
Massen- % oder mehr und 0,25 Massen- % oder weniger,
Si zu 0,4 Massen- % oder mehr und 2,0 Massen- % oder weniger, Mn
zu 3,0 Massen- % oder weniger, Al zu 0,2 Massen- % oder weniger,
S zu 0,007 Massen- % oder weniger, Ti zu 0,08 Massen- % oder mehr
und 0,3 Massen- % oder weniger und als Rest Fe und unvermeidbare
Verunreinigungen enthält,
wobei das C, das Si und das Ti die folgende Gleichung (1) erfüllen, auf 1150°C oder weniger
erhitzt worden ist, das Warmwalzen bei einer letztendlichen Walztemperatur
von (Ar3 Umwandlungstemperatur + 20°C) oder mehr
und (Ar3 Umwandlungstemperatur + 100°C) oder weniger;
das
Abkühlen
des erhaltenen warmgewalzten Stahlbleches bei einer Abkühlrate von
30°C/sec
oder mehr gefolgt vom Halten von 2 bis 20 Sekunden bei einem Temperaturrahmen
von 600 bis 750°C;
anschließendes Abkühlen bei
einer Abkühlrate
von 15°C/sec
oder mehr gefolgt vom Aufwickeln des warmgewalzten Stahlbleches
in einem Temperaturbereich von 380 bis 520°C. ([%C]/12 – [%Ti]/48)/([%Si]/28 ≤ 0,4 (1)
- [%C]:
C Anteil (Massen- %),
- [%Ti]: Ti Anteil (Massen- %) und
- [%Si]: Si Anteil (Massen- %).
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Detaillierte
Beschreibung der Erfindung
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Zunächst wird
eine Zusammensetzung eines warmgewalzten Stahlblechs von hoher Zugfestigkeit
gemäß der Erfindung
erläutert.
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C: 0,04 Massen- % oder mehr
und 0,25 Massen- % oder weniger.
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C
ist ein Element, das notwendig ist, um die mechanische Stärke des
warmgewalztem Stahlblechs zu verbessern; zum Kombinieren mit Ti
wie später
beschrieben, um TiC zu erzeugen und dabei eine Mikrostruktur des
warmgewalzten Stahlblechs feiner zu machen; und zum Erzeugen von
Bainit und Abschreckaustenit innerhalb der Bereiche von Fraktionen,
wie später
beschrieben. Um eine Zugfestigkeit von 780 MPa oder mehr zu erhalten,
ist es notwendig, dass C zu 0,04 Massen- % oder mehr enthalten ist.
Auf der anderen Seite verschlechtert sich im Falle des Überschreitens
von 0,25 Massen- % die Schweißbarkeit
warmgewalzten Stahlblechs merklich. Dem entsprechend muss C einen
Bereich von 0,04 Massen- % oder mehr und 0,25 Massen- % oder weniger
erfüllen.
Um des weiteren Verschlechterungen beim Schweißen zu verhindern, ist es bevorzugt,
dass der C- Anteil 0,25 Massen- % oder weniger ist. Des weiteren
ist der mehr bevorzugte Bereich 0,08 Massen- % oder mehr und 0,16
Massen- % oder weniger.
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Si: 0,4 Massen- % oder mehr
und 2,0 Massen- % oder weniger.
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Si
ist ein Element, das als deoxidierendes Element in einem Stahlproduktionsprozess
agiert. Des weiteren kann Si, enthalten in einem warmgewalzten Stahlblech,
das zur Stärkung
der festen Lösung
dient, ohne Schädigung
eines Ausbeutenverhältnisses
und einer Bruchausdehnungsbalance (Elongations- Eigenschaften) die
Festigkeit des warmgewalzten Stahlbleches verbessern und eine Umwandlung
vom Austenit zu Ferrit aktivieren und dabei das C- Eindicken in
einer nicht umgewandelten Austenitphase vorantreiben. Des weiteren ist
das Si ein unverzichtbares Element für das Unterdrücken der
Erzeugung von Carbiden, wie beispielsweise FeC3,
wodurch eine Mikrostruktur bestehend aus Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit
ausgebildet wird. Um diese Effekte zu erzielen, muss Si zu 0,4 Massen-
% oder mehr ent halten sein. Auf der anderen Seite sättigen diese
Effekte im Falle des Überschreitens
von 2,0 Massen- % und da sich des weiteren auf der Oberfläche des warmgewalzten
Stahlbleches Schuppen bilden, die schwer abzuziehen sind, was in
der Erzeugung von Schuppendefekten resultiert, ist das Stahlblech
schwierig für
die Anwendung von Erscheinungsbild- orientierten Verwendungen. Dem
entsprechend muss Si notwendigerweise einen Bereich von 0,4 Massen-
% oder mehr und 2,0 Massen- % oder weniger erfüllen. Des weiteren ist es bevorzugt,
dass Si in einer Größenordnung
von 0,7 Massen- % oder mehr und 1,5 Massen- % oder weniger enthalten
ist.
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Mn: 3,0 Massen- % oder weniger.
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Mn
ist ein Element, das in der Lage ist, die Stärke und die Aushärtbarkeit
des warmgewalzten Stahlblechs zu verbessern. Des weiteren ist es
durch Ausfällen
von S, wie später
beschrieben, als MnS, auch effektiv bei der Unterdrückung der
Verschlechterung verschiedener Charakteristika, die S zugeschrieben
werden. Wenn der Anteil von Mn über
3,0 Massen- % hinausgeht, wird das Auftreten der Bainitumwandlung
nach dem Aufwickeln des warmgewalzten Stahlbleches unterdrückt und
der Abschreckaustenit ist merklich reduziert. Dem entsprechend wird
der Anteil von Mn auf 3,0 Massen- % oder weniger festgesetzt. Um
die oben genannten Effekte zu erhalten, ist Mn vorzugsweise in 0,5
Massen- % oder mehr enthalten. Des weiteren ist Mn mehr bevorzugt
zu 1,0 Massen- % oder mehr und 2,5 Massen- % oder weniger enthalten.
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Al: 0,2 Massen- % oder weniger.
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Al
arbeitet als deoxidierendes Agens in dem Stahlherstellungsprozess.
Wenn Al enthalten ist in Anteilen, die über 2,0 Massen- % hinausgehen,
sättigt
der Deoxidationseffekt und des weiteren verschlechtern sich die
Zähigkeit
und die Streckbördelverformfähigkeit
des warmgewalzten Stahlblechs. Dem entsprechend ist der Anteil von
Al auf 0,2 Massen- % oder weniger festgesetzt. Um den oben genannten
Effekt zu erzielen, ist Al vorzugsweise zu 0,01 Massen- % oder mehr
enthalten. Des weiteren ist es mehr bevorzugt, dass Al zu 0,02 Massen-
% oder mehr und 0,05 Massen % oder weniger enthalten ist.
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S: 0,007 Massen- % oder
weniger.
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S,
das ein Element ist, welches die Zähigkeit und die Streckbördelverformfähigkeit
des warmgewalzten Stahlblechs verschlechtert, muss notwendigerweise
soweit als möglich
reduziert werden. Wenn der Anteil an S über 0,007 Massen- % hinausgeht,
verschlechtern sich die Zähigkeit
und die Streckbördelfonmfähigkeit des
warmgewalzten Stahlbleches merklich. Dem entsprechend ist der Anteil
an S auf 0,007 Massen- % oder weniger festgesetzt. Er ist mehr bevorzugt,
in der Größenordnung
von 0,005 Massen- % oder weniger, wobei noch mehr bevorzugt ist,
dass er 0,0025 Massen- % oder weniger ist. Gemäß der vorliegenden Verhüttungs- Technologie
und um S auf weniger als 0,001 Massen- % zu reduzieren, sind lange
Verhüttungszeiten
und verschiedene Arten von Additiva von Nöten, was die Kosten in die
Höhe treibt.
Dem entsprechend ist die untere Grenze des S- Anteils gemäß der vorliegenden
Verhütungs-
Technologie substantiell 0,001 Massen- %.
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Ti: 0,08 Massen- % oder
mehr und 0,3 Massen- % oder weniger.
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Ti
kombiniert während
der Hitzebehandlung der Bramme an Stahl vor dem Warmwalzen mit C
und ergibt TiC. Als ein Ergebnis werden die Korngrößen des
Austenits während
der Hitzebehandlung substantiell 50 μm oder weniger, was in der Inhibierung
von Ferrit Korngrößen des
warmgewalzten Stahlbleches vor dem Gröberwerden resultiert. Das heißt durch
das Warmwalzen der Bramme aus Stahl, die Austenitkörner aufweist, mit
Korngrößen von
substantiell 50 μm
oder weniger, werden die Austenitkörner in einen Rekristallisierungsprozess übergeführt, was
des weiteren in der Erzeugung feinerer Austenitkörner resultiert. Des weiteren
werden feinere Ferritkörner
während
des Abkühlens
des warmgewalzten Stahlbleches erzeugt, da die Ferritumwandlung
vorangetrieben wird, und der nicht umgewandelte Austenit wird noch
feiner gemacht. Im Abkühlungsschritt
danach werden der Bainit und Austenit, erzeugt in einer Niedrigtemperaturregion,
auch feiner gemacht, was im Erhalten ei nes warmgewalzten Stahlbleches
resultiert, das eine einheitliche und feine Mikrostruktur aufweist.
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Das
so erhaltene warmgewalzte Stahlblech weist exzellente Ausdehnungseigenschaften
und Streckbördelformfähigkeit
auf. Um die Effekte derart zu erhalten, muss Ti notwendigerweise
zu 0,08 Massen- % oder mehr enthalten sein. Auf der anderen Seite
wird, wenn Ti über
0,3 Massen- % hinausgehend enthalten ist, der Austenit sehr stark
während
der Rekristallisation zerstört
und dem entsprechend wird nicht nur die Mikrostruktur des warmgewalzten
Stahlbleches grobkörniger
gemacht, sondern auch die Ausdehnungseigenschaften und die Streckbördelformfähigkeit
werden verschlechtert. Dem entsprechend muss Ti einen Bereich von
0,08 Massen- % oder mehr und 0,3 Massen- % oder weniger genügen. Ti
ist vorzugsweise in einem Bereich von 0,12 Massen- % oder mehr und
0,25 Massen- % oder weniger enthalten.
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Ferner
müssen
der C- Anteil, der Ti- Anteil und der Si- Anteil, um eine vermischte
Mikrostruktur an Ferrit, an Bainit und Abschreckaustenit auszubilden,
wie später
erwähnt,
der folgenden Gleichung genügen
(1 ). ([%C]/12 – [%Ti]/48)/([%Si]/28) ≤ 0,4 (1)
- [%C]:
C- Anteil (Massen- %)
- [%Ti]: Ti- Anteil (Massen- %)
- [%Si]: Si- Anteil (Massen- %)
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Der
Bainit und Abschreckaustenit werden während des Abkühlprozesses
nach dem Warmwalzen aus dem nicht umgewandelten Austenit erzeugt.
Wenn das warmgewalzte Stahlblech abgekühlt wird, wird C in einer Hochtemperaturregion
in der Diffusion verstärkt,
und bei einer Niedrigtemperatur wird die Diffusion von C unterdrückt. Wenn
C in der Diffusion dem entsprechend beschleunigt wird, steigt der
Ferrit- Anteil und die Fraktionen von Bainit und Abschreckaustenit
werden weniger. Das heißt,
dass das Diffusionsverhalten von C einen großen Einfluss auf die Erzeugung
von Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit hat.
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Des
weitern unterdrückt
Si, dass Cementit im warmgewalzten Stahlblech erzeugt wird und begünstigt, dass
C vom Ferrit zum nicht- umgewandelten Austenit diffundiert. Als
ein Ergebnis erreichen die C- Anteile in Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit
Sättigungszustände in sehr
kurzer Zeit, und dem entsprechend kann sogar wenn die Abkühlbedingungen
(beispielsweise die Abkühlrate
usw.) fluktuieren, ein Einfluss auf die Erzeugung von Ferrit, Bainit
und Abschreckaustenit unterdrückt
werden. Das heißt,
Si hat einen großen
Einfluss auf das Diffusionsverhalten von C.
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Ferner
beeinflusst Ti, welches C als TiC fixiert, in starkem Maße das Diffusionsverhalten
von C. Dem entsprechend variiert das Diffusionsverhalten von C entsprechend
den Wechselwirkungen von C, Si und Ti. Die Wechselwirkungen dieser
Elemente können
bewertet werden, gemäß einem
Index kalkuliert nach der entsprechenden Anzahl von Atomen. Das
heißt,
wenn der Index im Bereich ist, welcher die Gleichung (1) erfüllt, wird
die Diffusion von C in einem warmgewalzten Stahlblech gefördert, das
eine gemischte Mikrostruktur enthaltend Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit
und kann, wie später
beschrieben, stabil erhalten werden. Des weiteren kann ohne dass
es durch Fluktuation der Abkühlbedingungen
nach dem Warmwalzen beeinflusst wird, das warmgewalzte Stahlblech
bestehend aus Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit erhalten werden.
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Es
folgt die Erläuterung
einer Mikrostruktur eines warmgewalzten Stahlblechs mit einer hohen
Zugfestigkeit gemäß der Erfindung.
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In
dem warmgewalzten Stahlblech mit der hohen Zugfestigkeit gemäß der Erfindung
wird eine Ferritfraktion auf 40% oder mehr im Hinblick auf das gesamte
Mikrogefüge
eingestellt. Der Grund dafür
ist, dass wenn die Ferritfraktion 40% oder mehr beträgt, die
Ausdehnungseigenschaften verbessert werden können. Wenn die Elongationseigenschaften
verbessert werden, wobei die Zugfestigkeit der 780 MPa Klasse erhalten bleibt,
ist es bevorzugt, dass Ferrit eine Primärphase darstellt (d.h. die
Ferritfraktion beträgt
50% oder mehr im Hinblick auf ein gesamtes Mikrogefüge).
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Des
weiteren beträgt
eine durchschnittliche Körngröße der Ferritkörner notwendigerweise
5 μm oder weniger.
Wenn die durchschnittliche Korngröße 5 μm über schreitet, verschlechtert
sich die Streckbördelformfähigkeit
merklich. Wenn die Ferritkörner,
die eine durchschnittliche Korngröße von 5 μm oder weniger aufweisen, erzeugt
werden, kann eine zusätzliche
Menge eines Legierungselementes reduziert werden. Dem gemäß können ohne
Verursachung der Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften,
wie z.B. der Ausdehnungseigenschaften und der Streckbördelverformfähigkeit
des warmgewalzten Stahlbleches, die Zugfestigkeit der 780 MPa Klasse
oder darüber
hinaus der 980 MPa Klasse erhalten werden. Die durchschnittliche
Korngröße der Ferritkörner ist
vorzugsweise 4 μm
oder weniger.
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Die
andere Phase abgesehen von der Ferritphase, wird zu einer gemischten
Phase gemacht, welche Bainit und Abschreckaustenit enthält. Der
Bainit ist weich im Vergleich zu Abschreckaustenit und Martensit
und dem entsprechend sind die Härteunterschiede
mit Ferrit klein. Im allgemeinen treten Brüche in der Streckbörderlverformung
an einer Grenzfläche
mit großem
Unterschied in der Härte
zwischen Phasenunterschieden auf (beispielsweise an einer Grenzfläche von
Ferrit und Martensit). Dem entsprechend ist die Streckbördelöverformfähigkeit
verbessert, da der weiche Bainit stark enthalten ist.
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Ein
solcher Effekt kann erhalten werden, wenn die Bainitfraktion 20%
oder mehr im Hinblick auf die gesamte Mikrostruktur beträgt. Auf
der anderen Seite nimmt die Ferritfraktion ab; wenn die Bainitfraktion
48% überschreitet,
was in der Verschlechterung der Ausdehnungseigenschaften resultiert.
Des weiteren ist der C- Anteil in dem nicht umgewandelten Austenit
stark vermindert und der Abschreckaustenit nimmt ab. Dies erzeugt
auch die Verschlechterung der Elongationseigenschaften. Dem entsprechend
ist die Bainitfraktion notwendigerweise zwischen 20 – 48% im
Hinblick auf die ganze Mikrostruktur. Wenn die Elongationseigenschaften
verbessert werden, wobei die Zugfestigkeit der 780 MPa Klasse erhalten
bleibt, ist die Bainitfraktion vorzugsweise 40% oder weniger, wobei
es mehr bevorzugt ist, dass sie in der Größenordnung von 25 – 35% liegt.
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Der
Abschreckaustenit zeigt auf Grund der Erzeugung von stressinduziertem
Martensit einheitliche hohe Elongationseigenschaften. Solche Effekte
können
erhalten werden, wenn die Abschreckaustenit- Fraktion 2% oder mehr
in der ganzen Mikro struktur ausmacht. Auf der anderen Seite wird,
wenn die Abschreckaustenitfraktion über 7% liegt, in Folge des
Unterziehens einer Streckbördelverformung
der Abschreckaustenit härter,
was in einer großen
Differenz im Bezug auf die Härte
von Ferrit resultiert. Als ein Ergebnis werden tendenziell durch
Streckbördelverformung
an einer Grenzfläche
zwischen Ferrit und Abschreckaustenit Brüche erzeugt. Dem entsprechend
ist die Abschreckaustenitfraktion notwendigerweise zwischen 2 und
7% mit Blick auf die gesamte Mikrostruktur. Sie ist bevorzugt zwischen
4 und 6%.
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Im
Herstellungsverfahren von warmgewalztem Stahlblech wird neben dem
Ferrit, Bainit und dem Abschreckaustenit in manchen Fällen Martensit
erzeugt. Der Martensit ist die härteste
Phase in der Mikrostruktur des warmgewalzten Stahlblechs. Dem entsprechend
tendieren durch Streckbördelverformung
Brüche
erzeugt zu werden, und zwar an der Grenzfläche zwischen Ferrit und Martensit.
Dem entsprechend ist es um so besser, je kleiner die Martensitfraktion
ist; sie liegt vorzugsweise bei 5% oder weniger im Bezug auf die
gesamte Mikrostruktur. Folglich kann, wenn der Ferrit und der Abschreckaustenit,
welche die Elongationseigenschaften verbessern, und der Bainit,
welcher die Streckbördelverformfähigkeit
verbessert, in jeweils geeigneten Fraktionen erzeugt werden, ein
warmgewalztes Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit mit exzellenten
Ausdehnungseigenschaften und exzellenter Streckbördelverformfähigkeit
erhalten werden.
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Im
folgenden wird ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten
Stahlblechs mit hoher Zugfestigkeit gemäß der Erfindung erläutert.
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Geschmolzener
Stahl mit der oben genannten Zusammensetzung wird hergestellt und
daraus wird gemäß eines
bislang bekannten Verfahrens, wie z.B. eines kontinuierlichen Gießverfahrens
oder eines Barrenherstellungsverfahrens, eine Bramme aus Stahl produziert.
Anschließend
wird die Bramme aus Stahl in einem Erhitzungshochofen eingebracht
und auf eine Temperatur von 1150°C
oder weniger erhitzt. Wenn die Bramme aus Stahl auf eine Temperatur über 1150°C hinaus
erhitzt wird, können,
da TiC aufgelöst
wird, feinere Austenitkörner
nicht erhalten werden. Als ein Ergebnis wird der Ferrit brüchiger,
was in der Verschlechterung der Ausdehnungseigenschaften und der
Streckbördelverformfähigkeit
resultiert.
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Die
untere Grenze der Erhitzungstemperatur der Bramme aus Stahl, um
eine letztendliche Walztemperatur sicher zu stellen, wie später beschrieben
wird, liegt vorzugsweise bei 1050°C
oder mehr. Ein bevorzugter Bereich der Erhitzungstemperatur der
Bramme aus Stahl liegt zwischen 1050 und 1100°C.
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Folglich
wird die erhitzte Bramme aus Stahl einem Warmwalzprozess unterzogen.
Die letztendliche Walztemperatur des Warmwalzens wird oberhalb des
Ar3 Umwandlungspunktes eingestellt, in einer
Größenordnung
von (Ar3 Umwandlungspunkt + 20°C) oder mehr
und (Ar3 Umwandlungspunkt + 100°C) oder weniger. Wenn
das Warmwalzen bei einer letztendlichen Walztemperatur in der Größenordnung
durchgeführt
wird, kann die Bainitfraktion in einem Bereich von 20 – 48% in
einer gesamten Mikrostruktur beibehalten werden. Wenn die letztendliche
Walztemperatur geringer ist als (Ar3 Umwandlungspunkt
+ 20°C),
kann die Bainitfraktion keine 20% erreichen, was in einer Zunahme
der Ferritfraktion sowie der Abschreckaustenitfraktion resultiert.
Auf der anderen Seite wächst,
wenn die letztendliche Walztemperatur höher ist als (Ar3 Umwandlungspunkt
+ 100°C),
die Austenitkörnung
und die Mikrostruktur wird brüchiger,
was in der Verschlechterung in den Ausdehnungseigenschaften und
der Streckbördelverformfähigkeit
resultiert.
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Das
warmgewalzte Stahlblech erhalten durch das Warmwalzen wird gemäß eines
ersten Abkühlschrittes
mit einer Abkühlrate
von 30°C/sec
oder mehr auf 600 -750°C abgekühlt. Wenn
die Abkühlrate
auf 30°C/sec oder
mehr eingestellt wird, kann die Mikrostruktur davon abgehalten werden,
brüchiger
zu werden. Des weiteren wird, wenn eine Temperatur bei der ein erster
Abkühlschritt
gestoppt wird, außerhalb
des Bereiches von 600- 750°C liegt,
die Ferritumwandlung beim zweiten Abkühlen, wie später beschrieben,
verzögert.
Als ein Ergebnis können
die Ferrit, Bainit und Abschreckaustenitfraktionen nicht richtig
erhalten bleiben. Die Temperatur, wo das erste Abkühlen gestoppt
wird, liegt vorzugsweise bei 650– 700°C.
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Das
warmgewalzte Stahlblech, das so durch Anhalten des ersten Abkühlschrittes
bei 600– 750°C erhalten
wird, wird für
2– 20
Sekunden in einem Temperaturbereich von 600– 750°C gehalten. Wenn das warmgewalzte
Stahlblech bei 600– 750°C gehalten wird,
kann das Dicken von C in dem Bainit und Abschreckaustenit gefördert werden.
Wenn die Retentionszeit geringer als 2 Sekunden ist, können geeignete
Fraktionen des Ferrits, Bainits und Abschreckaustenits nicht erhalten
werden, da das Dicken von C in dem Austenit unzureichend ist. Auf
der anderen Seite schreitet, wenn die Retentionszeit 20 Sekunden überschreitet,
die Ferritumwandlung exzessiv voran und es wird Pearlit erzeugt,
was in der Verschlechterung der Ausdehnungseigenschaften und der
Streckbördelverformfähigkeit
resultiert. Die bevorzugte Retentionszeit liegt zwischen 4 und 10
Sekunden. Um den oben genannten Temperaturbereich für 2 bis
20 Sekunden beizubehalten, ist atmosphärisches Abkühlen (radiationales Abkühlen – raditional
cooling) erst notwendig, wenn der erste Abkühlschritt gestoppt wird, oder
man kann eine Erhitzungseinheit zum Warmhalten verwenden.
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Anschließend wird
das warmgewalzte Stahlblech mit einer Abkühlrate von 1^5°C/sec oder
mehr auf 380– 520°C gemäß dem zweiten
Abkühlschritt
abgekühlt,
wonach das warmgewalzte Stahlblech aufgewickelt wird. Durch Einstellen
der Abkühlrate
auf 15°C/sec
oder mehr, kann die Mikrostruktur davor bewart werden, brüchig zu
werden. Des weiteren wird, wenn das zweite Abkühlen bei 380– 520°C gestoppt
wird, und das warmgewalzte Stahlblech aufgewickelt wird, verhindert,
dass Martensit erzeugt wird und dabei wird Bainit erzeugt und zur
selben Zeit wird in Folge der Bainitumwandlung der Abschreckaustenit
erzeugt. Wenn die Temperatur nach dem Anhalten des zweiten Abkühlschrittes
(d.h. die Aufwickel- Temperatur) weniger als 380°C beträgt, auf Grund des Absenkens
der Aufwickel- Temperatur, wird das warmgewalzte Stahlblech wellig
werden. Des weiteren wird, da exzessiv Martensit erzeugt wird, die
Streckbördelverformfähigkeit
schlechter. Auf der anderen Seite werden, wenn die Temperatur nach
dem Anhalten 520°C überschreitet,
da Pearlit erzeugt wird, Bainit und Abschreckaustenit daran gehindert,
ausgebildet zu werden, was in der Verschlechterung der Ausdehnungseigenschaften
und der Streckbördelverformfähigkeit
resultiert. Die bevorzugte Temperatur nach dem Anhalten des zweiten
Kühlungsschrittes
(d.h. die Aufwickel- Temperatur) liegt vorzugsweise bei 400-500°C.
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Ausführungsformen
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Brammen
aus Stahl, die die Zusammensetzungen wie in Tabelle 1 gezeigt aufweisen,
werden erzeugt und Teststücke
werden gesammelt aus jeder der Brammen aus Stahl, gefolgt vom Messen
des Ar3 Umwandlungspunktes (°C). Das heißt, das
Teststück
wird bei 1250°C
für 30
Minuten gehalten, gefolgt vom Abkühlen mit einer Abkühlrate von
1 °C/sec
und der Ar3 Umwandlungspunkt wird gemessen
unter Verwendung eines differentiellen Dilatometers. Die Messungen
des Ar3 Umwandlungspunktes werden gemeinsam
in Tabelle 1 gezeigt.
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Die
Brammen aus Stahl A bis D sind Beispiele, welche die Komponentenbereiche
gemäß der Erfindung
erfüllen.
Auf der anderen Seite ist die Bramme aus Stahl E ein Beispiel, bei
dem der S- Anteil vom Bereich der Erfindung abweicht, und die Bramme
aus Stahl F ist ein Beispiel, in welcher die Gleichung (1) nicht
erfüllt ist
und die Anteile an Si und Ti außerhalb
des Bereichs der Erfindung liegen, die Bramme aus Stahl G ist ein Beispiel,
wo der Anteil an C und Mn außerhalb
des Bereichs der Erfindung liegen, die Bramme aus Stahl H ist ein
Beispiel, in welchen die Anteile von Si und AI außerhalb
des Bereiches der Erfindung liegen, die Bramme aus Stahl I ist ein
Beispiel, in welcher die Gleichung (1) nicht erfüllt ist und der C- Anteil außerhalb
des Bereiches der Erfindung liegt, und die Bramme aus Stahl J ist
ein Beispiel, in welchem die Gleichung (1) nicht erfüllt ist.
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Die
Brammen aus Stahl werden warmgewalzt unter verschiedenen Bedingungen
und dabei werden warmgewalzte Stahlbleche mit der Dicke von 2,9
mm hergestellt. Die Bedingungen des Warmwalzens sind in Tabellen
2 und 3 gezeigt.
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Ein
Teststück
wird von jedem so erhaltenen warmgewalzten Stahlblech gesammelt
und die Korngrößen und
Fraktion von Ferrit werden gemessen. Die Korngrößenmessung wird wie folgt durchgeführt. Das heißt, nachdem
eine elektronenmikroskopische Aufnahme eines Querschnittes in einer
Walzrichtung aufgenommen wurde, wird gemäß einem Abschnits (intercept) – Verfahren
in einem Verfahren zum Abschätzen
der Ferritkorngröße, definiert
in JIS G0552 die Korngröße gemessen.
Ein Flächenanteil
von Ferrit wird gemäß einer
Bildanalyse der elektronischen Mikrosko pieaufnahme erhalten und
der Flächenanteil
wird als eine Fraktion davon betrachtet. Resultate sind in den Tabellen
2 und 3 gezeigt.
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Des
weiteren werden mit dem Teststück,
eingesammelt von dem warmgewalzten Stahlblech, die Arten der Mikrostrukturen
von Phasen, die nicht Ferrit sind, der Bainitfraktion, der Abschreckaustenitfraktion
und der Martensitfraktion, abgeschätzt. Die Mikrostruktur der
zweiten Phase wird mit einem Elektronenmikroskop abgeschätzt. Die
Bainitfraktion wird durch Anwenden von Bildanalyse auf eine Elektronenmikroskopaufnahme abgeschätzt. Die
Abschreckaustenitfraktion wird aus den integrierten Intensitäten von
(200) und (220) Flächen der
Austenitphase und aus (200) und (211) Flächen der Ferritphase erhalten
mit der K alpha Linie von Co unter Verwendung eines Röntgenstrahl
Diffratometers berechnet. Die Martensitfraktion wird durch Bildanalyse
der elektronischen Mikroskopieaufnahme abgeschätzt. Ergebnisse davon sind
in Tabellen 2 und 3 gezeigt.
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Anschließend wird
ein JIS Nr. 5 Teststück
in einer Walz- Breiten- Richtung (d.h. eine Richtung senkrecht zur
Walzrichtung) des warmgewalzten Stahlblechs genommen und ein Zugfestigkeitstest
wird damit durchgeführt.
Die Ergebnisse sind in Tabellen 2 und 3 gezeigt.
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Der
Lochausdehnungstest wird durchgeführt gemäß dem japanischen Eisen- und
Stahl Föderation Standard
JFS- T1001- 1996. Das heißt,
ein ursprüngliches
Loch mit einem Durchmesser von do = 10 mm
wird durch das warmgewalzte Stahlblech gestanzt mit einer Tiefe
von 12,5% und unter Betrachten des ursprünglichen Loches wird eine träge Seite
(eine Seite die gegenüber
einem konischen Stanzer liegt), wobei das Loch durch Einbringen
eines konischen Stanzers (apikaler Winkel 60°C) in das ursprüngliche
Loch vergrößert wird und
ein Lochdurchmesser d erhalten wird, wenn ein Bruch durch das warmgewalzte
Stahlblech dringt, erhalten wird. Mit diesem do und
d Werten kann ein Ausdehnungsverhältnis λ (%) berechnet werden aus der
folgenden Gleichung (2). Ergebnisse sind in Tabellen 2 und 3 gezeigt. λ = 100 × (d – do)/do (2)
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Des
weiteren werden durch visuelle Untersuchungen der Oberfläche des
warmgewalzten Stahlbleches Skalendeffekte und Brüche untersucht. Wenn keine
Skalendeffekte und Brüche
beobachtet werden, wird die Probe als gut (0) bewertet und wenn
der Skalendeffekt oder Bruch beobachtet wird, wird sie als schlecht (X)
bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabellen 2 und 3 gezeigt.
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Wie
aus Tabellen 2 und 3 offensichtlich ist, genügen alle der warmgewalzten
Stahlbleche gemäß der Erfindung
zusätzlich
zum Erfüllen
der Zugfestigkeit von 780 MPa% oder mehr TS × EL ≥ 20 000 MPa% und TS × λ ≥ 82 000 MPa%.
Des weiteren sind die Ergebnisse der Erscheinungsbildbewertung gut.
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Gemäß der Erfindung
kann ein warmgewalztes Stahlblech, das über die Zugfestigkeit TS der
780 MPa Klasse oder ferner der 980 MPa Klasse hinaus, TS × EL ≥ 20 000 MPa%
und TS × λ ≥ 82 000 MPa%
erfüllt, d.h.
ein warmgewalztes Stahlblech von hoher Zugfestigkeit exzellent in
den Ausdehnungseigenschaften und der Streckbördelverformfähigkeit
erhalten werden.
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- SRT: Erhitzungstemperatur der Bramme
- FDT: letztendliche Walztemperatur
- CR1: Abkühlrate des ersten Schritts
(durchschn. Abkühlrate
von FDT bis T1)
- T1: Anhaltetemperatur des ersten Abkühschritts
- t1: Retensionszeit (Retensionszeit (Atmosphärisches
Abkühlen)
von T1 bis T2)
- T2: Starttemperatur des zweiten Abkühlschritts
- CR2: Abkühlrate des zweiten Abkühlschritts
(durchschn. Abkühlrate
von T2 bis CT)
- CT: Aufwickeltemperatur
- B: Bainit- Phase
- R: Abschreckaustenit- Phase
- P: Pearlit- Phase
- M: Martensit- Phase
-
-
- SRT: Erhitzungstemperatur der Bramme
- FDT: letztendliche Walztemperatur
- CR1: Abkühlrate des ersten Schritts
(durchschn. Abkühlrate
von FDT bis T1)
- T1: Anhaltetemperatur des ersten Abkühschritts
- t1: Retensionszeit (Retensionszeit (Atmosphärisches
Abkühlen)
von T1 bis T2)
- T2: Starttemperatur des zweiten Abkühlschritts
- CR2: Abkühlrate des zweiten Abkühlschritts
(durchschn. Abkühlrate
von T2 bis CT)
- CT: Aufwickeltemperatur
- B: Bainit- Phase
- R: Abschreckaustenit- Phase
- P: Pearlit- Phase
- M: Martensit- Phase
