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TECHNISCHES GEBIET
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Die
Erfindung betrifft gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech mit
einer Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa und ausgezeichneter Erweichungs-
bzw. Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone sowie
ein Verfahren zu seiner Herstellung und insbesondere gut kragenziehbares,
hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Erweichungs- bzw. Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone, das
als Material für solche
Anwendungen wie Kraftfahrzeugteile geeignet ist, bei denen sowohl
Umformbarkeit als auch Schweißzonenfestigkeit
bei Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderem Schweißen nach
Formgebung oder bei Formgebung nach solchem Schweißen angestrebt
werden, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
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HINTERGRUND DER TECHNIK
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Seit
einigen Jahren kommen zwecks Gewichtseinsparung zur Verbesserung
des Kraftstoffverbrauchs von Kraftfahrzeugen usw. Al-Legierungen
und andere Leichtmetalle sowie hochfestes Stahlblech zunehmend für Kraftfahrzeugteile
und -komponenten zum Einsatz.
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Al-Legierungen
und andere Leichtmetalle haben den Vorteil einer hohen relativen
Festigkeit, sind aber im Vergleich zu Stahl erheblich teurer, so
daß ihr
Einsatz auf Spezialanwendungen beschränkt blieb. Zur Förderung
der Gewichtseinsparung von Kraftfahrzeugen auf breiterem Gebiet
strebt man intensiv nach Einsatz von billigem hochfestem Stahlblech.
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Allgemein
verschlechtert sich die Formbarkeit von Materialien mit zunehmender
Festigkeit. Dabei bilden Eisenmetallmaterialien keine Ausnahme.
Bis heute versucht man, sowohl hohe Festigkeit als auch hohe Duktilität zu erzielen.
Neben der Duktilität
ist die Kragenziehbarkeit eine weitere Eigenschaft, die man bei
einem für
Kraftfahrzeugteile verwendeten Material anstrebt. Aber auch die
Kragenziehbarkeit sinkt in der Tendenz mit höherer Festigkeit, so daß die Verbesserung
der Kragenziehbarkeit auch zu einem Thema beim Einsatz von hochfestem
Stahlblech für
Kraftfahrzeugteile wird. Andererseits weisen Kraftfahrzeugteile
preßgeformte
und andere umgeformte Komponenten auf, die durch Punkt-, Lichtbogen-,
Plasma-, Laser- oder anderes Schweißen zusammengebaut sind. Weiterhin
wird in letzter Zeit mitunter Stahlblech verschweißt und dann preßgeformt.
In allen Fällen
ist die Schweißnahtfestigkeit
bei der Formgebung oder bei Verwendung als Einbauteil aus Sicht
der Formgebungsgrenzen und der Sicherheit von extremer Bedeutung.
Daher werden bei der Anwendung von hochfestem Stahlblech auf Kraftfahrzeugteile
usw. die Kragenziehbarkeit und die Schweißzonenfestigkeit wichtige Aspekte,
die es zu untersuchen gilt.
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Für hochfestes
Stahlblech mit ausgezeichneter Kragenziehbarkeit wurde die Zugabe
von Ti und Nb vorgeschlagen, um die Zweitphase zu reduzieren und
Ausscheidungsverfestigung durch TiC und NbC in der Hauptphase von
polygonalem Ferrit zu bewirken, um so hochfestes Walzstahlblech
mit ausgezeichneter Streckbördelungsfähigkeit
zu erhalten (JP-A-6-200351).
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Vorgeschlagen
wurde ferner die Zugabe von Ti und Nb, um die Zweitphase zu reduzieren,
die Mikrostruktur zu Nadelferrit zu machen und Ausscheidungsverfestigung
durch TiC und NbC zu bewirken, um hochfestes, warmgewalztes Stahlblech
mit ausgezeichneter Streckbördelungsfähigkeit
zu erhalten (JP-A-7-11382).
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Als
Technologie zur Verbesserung der Schweißzonenfestigkeit wurde andererseits
die Komplexzugabe von Nb und Mo vorgeschlagen, um die Enthärtung der
Schweißzone
in Stahlblech zu unterdrücken (JP-A-2000-87175).
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Weiterhin
wurde die aktive Nutzung der Ausscheidung von NbN vorgeschlagen,
um die Enthärtung
der Schweißzone
zu unterdrücken
und Stahlblech zu erhalten, das Ferrit und Martensit aufweist (JP-A-2000-178654).
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Allerdings
sind bei Aufhängungslenkern,
vorderen Längsträgern und
Stahlblech für
andere Teile die Kragenziehbarkeit und sonstige Formbarkeit sowie
die Festigkeit der Schweißzone
sehr wichtig. Im zuvor angeführten
Stand der Technik konnten die beiden Eigenschaften nie gleichzeitig
realisiert werden. Auch wenn die beiden Eigenschaften realisiert
werden, ist ferner ein Verfahren zur Herstellung wichtig, mit dem
billig und sicher produziert werden kann. Der vorstehende Stand
der Technik muß dazu
als unzurreichend betrachtet werden.
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Das
heißt,
um gemäß der JP-A-6-200351
eine hohe Streckbördelungsfähigkeit
zu erhalten, ist ein Flächenverhältnis von
mindestens 85 % von polygonalem Ferrit wesentlich, aber um mindestens
85 % polygonalen Ferrit zu erhalten, muß der Stahl lange Zeit gehalten
werden, um das Wachstum der Ferritkörner nach Warmwalzen zu fördern. Für die Betriebskosten
ist dies nicht bevorzugt.
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Weiterhin
erhält
man gemäß der JP-A-7-11382
infolge der Mikrostruktur mit der hohen Versetzungsdichte und der
Ausscheidung von feinem TiC und/oder NbC nur eine Duktilität von etwa
17 % bei 80 kp/mm2, und die Formbarkeit
ist unzureichend.
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Ferner
gibt es in diesen Patentschriften überhaupt keinen Hinweis auf
die Enthärtung
der Schweißzone.
Andererseits beschreibt die JP-A-2000-87175 nichts bezüglich der
Verbesserung des Kragenziehens.
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Zudem
betrifft die JP-A-2000-178654 einen Stahl mit komplexer Ferrit-Martensit-Struktur,
was sich klar von der Technologie der vorliegenden Erfindung zum
Erhalten einer Mikrostruktur von Stahlblech mit ausgezeichneter
Kragenziehbarkeit unterscheidet.
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Die
JP-A-2002-146471 offenbart ein Stahlblech mit extrem hoher Festigkeit,
besonders in der Schweißwärmeeinflußzone (WEZ),
das eine Bainitstruktur hat. Das Blech kann für Rohre verwendet werden.
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OFFENBARUNG DER ERFINDUNG.
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Die
Erfindung löst
diese Probleme und stellt folgendes bereit: gut kragenziehbares,
hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Erweichungsfestigkeit
bzw. Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone, das
als Material zum Gebrauch in solchen Anwendungen wie Kraftfahrzeugteile
geeignet ist, in denen sowohl Umformbarkeit als auch Schweißzonenfestigkeit
bei Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderem Schweißen nach
Formgebung oder bei Formgebung nach Schweißen gefordert werden, sowie
ein Verfahren zu seiner Herstellung. Das heißt, die Aufgabe der Erfindung
besteht in der Bereitstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem
Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa und ausgezeichneter
Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone sowie
eines Herstellungsverfahrens, mit dem das Stahlblech billig und
stabil hergestellt werden kann.
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Im
Rahmen der Erfindung berücksichtigte
man das Herstellungsverfahren von dünnem Stahlblech in industriellem
Maßstab
durch derzeit normalerweise verwendete Produktionsanlagen und stellte
umfangreiche Untersuchungen an, um die Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone von
gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech zu verbessern. Als Ergebnis
wurde festgestellt, daß gut
kragenziehbares, hochfestes Stahlblech, das enthält: C mit 0,01 bis 0,1 %, Si
mit 0,01 bis 2 %, Mn mit 0,05 bis 3 %, P mit ≤ 0,1 %, S mit ≤ 0,03 %, Al
mit 0,005 bis 1 %, N mit 0,0005 bis 0,005 % und Ti mit 0,05 bis
0,5 % und das ferner C, S, N und Ti in Bereichen enthält, die
0 < C–(12/48
Ti – 12/14
N – 12/32
S) ≤ 0,05
%, Mo + Cr ≥ 0,2
%, Cr ≤ 0,5
% und Mo ≤ 0,5
% erfüllen,
wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufweist,
und das eine Ferrit oder Ferrit und Bainit aufweisende Mikrostruktur
hat, ausgezeichnete Kragenziehbarkeit hat, aber eine Schweißwärmeeinflußzone, die
sich stark erweicht. Als Ursache für die Enthärtung der Schweißwärmeeinflußzone des gut
kragenziehbaren, hochfesten Stahlblechs wurde das Tempern der Mikrostruktur
infolge der Schweißwärmevorgeschichte
identifiziert und neu festgestellt, daß zur Verbesserung der Enthärtungsfestigkeit
die Komplexzugabe von Cr und Mo äußerst wirksam
war, wodurch die Erfindung zustande kam. Das heißt, der Kern der Erfindung
besteht in folgendem:
- (1) Gut kragenziehbares,
hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, dadurch
gekennzeichnet, daß es
in Gew.-% enthält:
C mit 0,01 bis 0,1 %, Si mit 0,01 bis 2 %, Mn mit 0,05 bis 3 %,
P mit ≤ 0,1
%, S mit ≤ 0,03
%, Al mit 0,005 bis 1 %, N mit 0, 0005 bis 0, 005 % und Ti mit 0,05
bis 0,5 % und das ferner C, S, N und Ti in Bereichen enthält, die
0 < C – (12/48
Ti – 12/14 N – 12/32
S) ≤ 0,05
%, Mo + Cr ≥ 0,2
%, Cr ≤ 0,5
% und Mo ≤ 0,5
% erfüllen,
wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufweist,
wobei die Mikrostruktur Ferrit oder Ferrit und Bainit aufweist.
- (2) Gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter
Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone, dadurch
gekennzeichnet, daß der
Stahl ferner optional in Gew.-% Nb mit 0,01 bis 0,5 % enthält und ferner
Nb in einem Bereich enthält,
der 0 < C – (12/48
Ti – 12/93
Nb – 12/14
N – 12/32
S) ≤ 0,05
% erfüllt,
wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufweist.
- (3) Gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter
Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone nach
Punkt (1) oder (2), dadurch gekennzeichnet, daß es ferner optional in Gew.-%
ein oder zwei der folgenden Bestandteile enthält: Ca mit 0,0005 bis 0,002
%, ein SEM mit 0,0005 bis 0,02 %, Cu mit 0,2 bis 1,2 %, Ni mit 0,1
bis 0,6 % und B mit 0,0002 bis 0,002 %.
- (4) Gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter
Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone nach
einem der Punkte (1) bis (3), dadurch gekennzeichnet, daß es verzinktes
dünnes Stahlblech
für den
Automobilbau ist.
- (5) Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem
Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, gekennzeichnet
durch die folgenden Schritte: Warmwalzen einer Bramme mit den Bestandteilen
zum Erhalten des dünnen
Stahlblechs nach einem der Punkte (1) bis (3), Beenden des Fertigwalzens
in einem Temperaturbereich von mindestens der Temperatur des Ar3-Umwand- lungspunkts + 30 °C, anschließendes innerhalb
von 10 Sekunden erfolgendes Abkühlen durch
eine Abkühlungsgeschwindigkeit
mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
bis zum Abkühlungsende
von mindestens 50 °C/s
auf einen Temperaturbereich von höchstens 700 °C, und Wickeln
mit einer Wickeltemperatur von 350 °C bis 650 °C.
- (6) Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem
Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, gekennzeichnet
durch die folgenden Schritte: Warmwalzen einer Bramme mit den Bestandteilen
zum Erhalten des dünnen
Stahlblechs nach einem der Punkte (1) bis (3), Beizen desselben,
Kaltwalzen desselben, anschließendes
5- bis 150sekündiges
Halten desselben in einem Temperaturbereich von mindestens 800 °C und anschließendes Abkühlen desselben
durch eine Abkühlungsgeschwindigkeit
mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von mindestens 50 °C/s
auf einen Temperaturbereich von höchstens 700 °C als Wärmebehandlungsverfahren.
- (7) Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem
Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone nach
Punkt (5), gekennzeichnet durch den Schritt des Eintauchens des
Stahlblechs in ein Zinkbad nach dem Ende des Warmwalzverfahrens,
um die Oberfläche zu
verzinken.
- (8) Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem
Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone nach
Punkt (6), gekennzeichnet durch den Schritt des Eintauchens des
Stahlblechs in ein Zinkbad nach dem Ende des Wärmebehandlungsverfahrens, um
die Oberfläche
zu verzinken.
- (9) Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem
Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone nach
Punkt (7) oder (8), gekennzeichnet durch den Schritt des Legierens
nach Eintauchen des Stahlblechs in ein Zinkbad zum Verzinken.
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KURZE BESCHREIBUNG DER
ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine Ansicht der Beziehung zwischen der Menge von C* sowie der Menge
von Cr + Mo und dem Enthärtungsgrad ΔHV der Schweißwärmeeinflußzone.
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2 ist
eine Ansicht der Härtebeziehung
der Lichtbogenschweißzone
für Stahlbleche
mit Zusammensetzungen, in denen Mengen von C* und Mengen von Cr
+ Mo geändert
sind.
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3(a) ist eine Draufsicht auf den Prüfling des
warmgewalzten Stahlblechs nach JIS Z 2201 im Prüfverfahren von JIS Z 2241,
und 3(b) ist eine Seitenansicht
dieses Prüflings.
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BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORM
DER ERFINDUNG
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Zunächst untersuchte
man im Rahmen der Erfindung die Auswirkungen auf die Enthärtungsfestigkeit der
Schweißwärmeeinflußzone, die
durch die Menge von C* (C* = C – (12/48
Ti – 12/14
N – 12/32
S), im folgenden "C*" genannt) und die
Cr- und Mo-Gehalte
ausgeübt
wurden. Dafür
wurden die Prüfmaterialien
wie nachstehend dargestellt hergestellt. Im Rahmen der Erfindung
walzte man Brammen warm, die grundsätzlich 0,05 % C, 1,0 % Si,
1,4 % Mn, 0,01 % P, 0,001 % S aufwiesen, und deren Bestandteile
so eingestellt waren, daß sich
die Menge von C* (Ti- und N-Gehalt) und die Menge von C + Mo änderte,
wickelte die Bleche bei gewöhnlicher
Temperatur, hielt sie 1 Stunde auf 550 °C und kühlte sie anschließend im
Ofen als Wärmebehandlung
ab. Es wurden die Härten
der Lichtbogenschweißzonen
dieser Stahlbleche gemessen. In 2 sind die
Ergebnisse dargestellt.
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Anhand
dieser Ergebnisse stellte man als neue Erkenntnis fest, daß die Menge
von C* und die Menge von Cr + Mo stark mit dem Enthärtungsgrad ΔHV der Schweißwärmeeinflußzone korrelierten
(ΔHV definiert als
HV (Mittelwert der Matrixhärte) – HV (Härte der
Schweißwärmeeinflußzone):
siehe 1) und daß bei
einer Menge von C* von 0 bis 0,05 % und einer Menge von Cr + Mo
von mindestens 0,2 % die Enthärtung
der Schweißwärmeeinflußzone stark
unterdrückt
ist.
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Dieser
Mechanismus ist nicht unbedingt geklärt, aber ein Material, das
Festigkeit durch eine bainitische Mikrostruktur erhält, erweicht
mitunter an der Wärmeeinflußzone in
einem Lichtbogenschweiß-
oder anderen Schweißwärmezyklus.
Man geht davon aus, daß Mo
oder Cr Cluster oder Ausscheidungen mit C und anderen Elementen
auch in einem Schweiß-
oder anderen kurzen Wärmezyklus
bilden, was die Festigkeit erhöht,
und als Ergebnis die Enthärtung
der Schweißwärmeeinflußzone unterdrückt. Allerdings
geht bei einem Gesamtgehalt von Mo und Cr unter 0,2 % die Wirkung
verloren.
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Um
andererseits Mo- oder Cr-Carbide usw. zu erhalten, muß mindestens
das Äquivalent
von C in der Bindung durch TiC oder andere bei einer hohen Temperatur
ausscheidende Carbide enthalten sein. Daher geht bei C* ≤ 0 diese Wirkung
verloren.
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Zu
beachten ist, daß zur
Messung der Härte
der Schweißwärmeeinflußzone des
Lichtbogenschweißens
ein Prüfling
Nr. 1 gemäß der Beschreibung
in JIS Z 3101 in Übereinstimmung
mit dem Prüfverfahren
gemäß der Beschreibung
in JIS Z 2244 gemessen wurde. Durchgeführt wurde das Lichtbogenschweißen aber mit
einem CO2-Schutzgas, einem Draht YM-60C,
Durchmesser 1,2 mm, hergestellt von Nippon Steel Welding Products
and Engineering Co., Ltd., einer Schweißgeschwindigkeit von 100 cm/min,
einem Schweißstrom
von 260 ± 10
A, einer Schweißspannung
von 26 ± 1
V, einer Dicke des Prüfmaterials
von 2,6 mm, einer Härtemeßposition
von 0,25 mm von der Oberfläche,
einem Meßabstand
von 0,5 mm und einer Prüfkraft
von 98 kN.
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Im
folgenden wird die Mikrostruktur des Stahlblechs in der Erfindung
erläutert.
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Vorzugsweise
ist die Mikrostruktur des Stahlblechs eine einzelne Ferritphase,
um überlegene
Kragenziehbarkeit zu gewährleisten.
Je nach Bedarf ist aber die Aufnahme von etwas Bainit zulässig, aber
um überlegene
Kragenziehbarkeit zu gewährleisten,
ist ein Bainitvolumenanteil von höchstens 10 % bevorzugt. Zu
beachten ist, daß zu "Ferrit" hierin auch Bainitferrit-
und Nadelferritstrukturen gehören.
Ferner ist "Bainit" eine Struktur mit
Cementit und anderen Carbiden zwischen Ferritlatten oder mit Cementit
und anderen Carbiden innerhalb von Ferritlatten bei Dünnschichtbeobachtung
unter einem Transmissionselektronenmikroskop. Andererseits bezeichnet
man mit "Bainitferrit-
und Nadelferritstrukturen" Strukturen,
die keine Carbide innerhalb von Ferritlatten und zwischen Ferritlatten
mit Ausnahme von Ti- und Nb-Carbiden aufweisen.
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Ferner
können
unvermeidlicher Martensit und Restaustenit sowie Perlit enthalten
sein, aber um gute Kragenziehbarkeit zu gewährleisten, liegt der Volumenanteil
des Restaustenits und Martensits in Kombination vorzugsweise unter
5 %. Um ferner gute Ermüdungskennwerte
zu gewährleisten,
beträgt
ein Perlitvolumenanteil mit groben Carbiden vorzugsweise höchstens
5 %. Definitionsgemäß sind hierbei
die Volumenanteile von Ferrit, Bainit, Restaustenit, Perlit und
Martensit die Flächenanteile
der Mikrostruktur bei 1/4 Blechdicke, wenn eine Probe poliert wird,
die aus einer Position von 1/4 Dicke oder 3/4 Dicke des Stahlblechs
am Querschnitt in Walzrichtung ausgeschnitten, mit einem Nytal-Reagens
geätzt
und dann unter einem optischen Mikroskop mit 200- bis 500facher
Vergrößerung betrachtet
wird.
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Als
nächstes
werden die Gründe
für die
Einschränkungen
der chemischen Bestandteile der Erfindung beschrieben.
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C
ist eines der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Das heißt, C bildet
Cluster oder Ausscheidungen mit Mo oder Cr auch beim Schweißen oder
in einem anderen kurzen Wärmezyklus
und bewirkt eine Enthärtungsunterdrückung der
Schweißwärmeeinflußzone. Ist
er aber in einer Menge über
0,1 % enthalten, sind die Umformbarkeit und Schweißbarkeit
beeinträchtigt,
so daß die
Menge mit höchstens
0,1 % festgelegt ist. Unter 0,01 % sinkt ferner die Festigkeit,
so daß die
Menge mit mindestens 0,01 % festgelegt ist.
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Si
erhöht
wirksam die Festigkeit als lösungsverfestigendes
Element. Um die gewünschte
Festigkeit zu erhalten, ist mindestens 0,01 % erforderlich. Ist
es aber in einer Menge über
2 % enthalten, wird die Umformbarkeit beeinträchtigt. Daher ist der Si-Gehalt
mit 0,01 % bis höchstens
2 % festgelegt.
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Mn
dient als lösungsverfestigendes
Element wirksam zur Festigkeitserhöhung. Um die gewünschte Festigkeit
zu erhalten, sind mindestens 0,05 % erforderlich. Sind ferner Ti
und andere Elemente außer
Mn, die das Auftreten von Warmrissen infolge von S unterdrücken, nicht
ausreichend zugegeben, ist die Zugabe einer Menge von Mn in Gewichtsprozent
bevorzugt, die Mn/S ≥ 20
ergibt. Bei Zugabe über
3 % tritt andererseits Brammenriß auf, so daß 3 % die
Obergrenze sind.
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P
ist eine Verunreinigung und möglichst
gering. Ist er in einer Menge über
0,1 % enthalten, hat er eine nachteilige Auswirkung auf die Umformbarkeit
und Schweißbarkeit
und bewirkt auch einen Abfall der Ermüdungskennwerte, so daß die Obergrenze
0,1 % beträgt.
Ist der S-Gehalt zu groß,
kommt es zu Rißbildung
beim Warmwalzen, so daß sein
Gehalt möglichst
weitgehend reduziert sein sollte, wobei aber höchstens 0,03 % ein zulässiger Bereich
ist.
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A1
muß in
einer Menge von mindestens 0,005 % zur Desoxidation der Stahlschmelze
zugegeben sein, führt
aber zu Kostensteigerungen, so daß seine Obergrenze mit 1 %
festgelegt ist. Bei Zugabe in zu großer Menge verursacht es ferner
eine Zunahme nichtmetallischer Einschlüsse und eine Beeinträchtigung
der Dehnung, so daß die
Menge vorzugsweise höchstens
0,5 % beträgt.
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N
bildet Ausscheidungen mit Ti und Nb bei höheren Temperaturen als C und
bewirkt eine Verringerung bei Ti und Nb, die zum Binden des gewünschten
C wirksam sind. Daher sollte er möglichst weitgehend reduziert
sein, wobei aber höchstens
0,005 % ein zulässiger
Bereich ist.
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Ti
ist eines der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Das heißt, Ti trägt zur Festigkeitszunahme
des Stahlblechs infolge von Ausscheidungsverfestigung bei. Unter
0,05 % ist aber diese Wirkung unzureichend, während bei einem Gehalt über 0,5
% die Wirkung nicht nur gesättigt
ist, sondern auch steigende Legierungskosten auftreten. Daher ist
der Ti-Gehalt mit 0,05 % bis 0,5 % festgelegt. Um ferner durch Ausscheidung
den C zu binden, der Cementit oder andere Carbide verursacht, die
das Kragenziehen beeinträchtigen,
ist es zur Verbesserung der Kragenziehbarkeit notwendig, die Bedingung
C – (12/48
Ti – 12/14
N – 12/32
S) ≤ 0,05
% zu erfüllen.
Andererseits ist aus Sicht der Enthärtungsunterdrückung der
Schweißwärmeeinflußzone ausreichend
C in fester Lösung
erforderlich, damit Mo oder Cr Cluster oder Ausscheidungen bilden,
so daß 0 < C – (12/48
Ti – 12/14
N – 12/32
S) festgelegt ist.
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Mo
und Cr sind einige der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Selbst
beim Schweißen
oder in anderen kurzen Wärmezyklen
bilden sie Cluster oder Ausscheidungen mit C und anderen Elementen,
um die Enthärtung
der Wärmeeinflußzone zu
unterdrücken.
Liegt aber der Gesamtgehalt von Mo und Cr unter 0,2 %, geht die
Wirkung verloren. Sind sie ferner in Mengen über 0,5 % enthalten, sättigt sich
die Wirkung, so daß Mo ≤ 0,5 % und
Cr ≤ 0,5
% festgelegt sind.
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Nb
trägt zum
Festigkeitsanstieg des Stahlblechs infolge von Ausscheidungsverfestigung
auf die gleiche Weise wie Ti bei. Unter 0,01 % ist diese Wirkung
aber unzureichend, während
bei einem Gehalt in einer Menge über
0,5 % nicht nur die Wirkung gesättigt
wird, sondern auch die Legierungskosten steigen. Daher ist der Nb-Gehalt
mit 0,01 % bis 0,5 % festgelegt. Ferner ist es notwendig, durch
Ausscheidung den C zu binden, der Cementit oder andere Carbide verursacht,
die das Kragenziehen beeinträchtigen,
und daher die Bedingung C – (12/48
Ti + 12/93 Nb – 12/14
N – 12/32
S) ≤ 0,05
% zu erfüllen.
Andererseits ist aus Sicht der Enthärtungsunterdrückung der
Schweißwärmeeinflußzone ausreichend
C in fester Lösung
erforderlich, damit Mo oder Cr Cluster oder Ausscheidungen bilden,
so daß 0 < C – (12/48
Ti + 12/93 Nb – 12/14
N – 12/32
S) festgelegt ist.
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Ca
und SEM sind Elemente, die die Formen der nichtmetallischen Einschlüsse ändern, die
Ausgangspunkte für
Risse bilden oder die Umformbarkeit beeinträchtigen, um sie unschädlich zu
machen. Allerdings tritt bei Zugabe in Mengen unter 0,005 % keine
Wirkung auf, während
bei einer Zugabe von Ca in einer Menge über 0,02 % und eines SEM in
einer Menge über
0,2 % die Wirkung gesättigt
wird, so daß die
Zugabe von Ca in einer Menge von 0,005 bis 0,02 % und eines SEM
in einer Menge von 0,005 bis 0,2 % bevorzugt ist.
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Cu
hat die Wirkung, die Ermüdungskennwerte
im Zustand fester Lösung
zu verbessern. Unter 0,2 % ist aber die Wirkung gering, während es
bei einer Menge über
1,2 % beim Wickeln ausscheidet und die Ausscheidungsverfestigung
eine erhebliche Zunahme der statischen Festigkeit des Stahlblechs
bewirkt, so daß die
Umformbarkeit schwer beeinträchtigt
ist. Ferner steigt bei einer solchen Cu-Ausscheidungsverfestigung
die Ermüdungsgrenze
nicht so stark wie die Zunahme der statischen Festigkeit, so daß das Ermüdungsgrenzenverhältnis schließlich fällt. Daher
ist der Cu-Gehalt mit einem Bereich von 0,2 bis 1,2 % festgelegt.
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Ni
wird je nach Bedarf zugegeben, um Warmversprödung infolge des Cu-Gehalts
zu verhindern. Unter 0,1 % ist aber die Wirkung gering, während sich
bei Zugabe in einer Menge über
1 % die Wirkung sättigt,
so daß sein
Gehalt mit 0,1 bis 1 % festgelegt ist.
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B
bewirkt die Unterdrückung
der Kornversprödung
infolge von P, von der man annimmt, daß sie durch die Verringerung
der Menge von C in fester Lösung
bewirkt wird, und daher die Erhöhung
der Ermüdungsgrenze,
so daß es
je nach Bedarf zugegeben wird. Beträgt ferner die Matrixfestigkeit
mindestens 640 MPa, hat eine Stelle in der Schweißwärmeeinflußzone, die
eine Wärmevorgeschichte
mit einer Umwandlung α -> γ -> α hat, einen
geringen Cep-Wert, wird also nicht gehärtet und leicht enthärtet. In
diesem Fall wird durch Zugabe von B zur Verbesserung der Härtbarkeit
die Enthärtung
an dieser Stelle unterdrückt.
Es liegt die Wirkung vor, daß sich
das Bruchverhalten des Stoßes
von der Schweißzone
zur Matrix verschiebt, so daß es
je nach Bedarf zugegeben wird. Allerdings ist eine Zugabe unter
0,0002 % für
diese Wirkungen unzureichend, während
eine Zugabe über
0,002 % Brammenriß verursacht.
Somit wird B in einer Menge von 0,0002 % bis 0,002 % zugegeben.
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Um
Festigkeit zu verleihen, ist es ferner auch möglich, ein oder zwei oder mehr
Arten von V- und Zr-Ausscheidungsverfestigungs- oder Lösungsverfestigungselementen
zuzugeben. Unter 0,02 % bzw. 0,02 % läßt sich aber diese Wirkung
nicht erhalten. Bei Zugabe in Mengen über 0,2 % bzw. 0,2 % sättigt sich
ferner die Wirkung.
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Zu
beachten ist, daß der
Stahl mit diesen Elementen als Hauptbestandteile auch Sn, Co, Zn,
W und Mg in einer Gesamtmenge von höchstens 1 % enthalten kann.
Allerdings verursacht Sn leicht Fehler beim Warmwalzen, so daß höchstens
0,05 % bevorzugt sind.
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Im
folgenden werden die Gründe
für die
Einschränkungen
im Herstellungsverfahren der Erfindung näher erläutert. Erhalten läßt sich
die Erfindung im Gußzustand,
warmgewalzt, dann abgekühlt;
im Warmwalzzustand; im Warmwalzzustand, dann abgekühlt, gebeizt,
kaltgewalzt, dann wärmebehandelt;
oder als warmgewalztes Stahlblech oder kaltgewalztes Stahlblech,
daß durch
eine Schmelztauchlinie wärmebehandelt
ist; und ferner als diese Stahlbleche, die eine gesonderte Oberflächenbehandlung
erhalten.
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Das
dem Warmwalzen in der Erfindung vorausgehende Herstellungsverfahren
unterliegt keiner speziellen Einschränkung. Das heißt, nach
Schmelzen in einem Hochofen oder Elektroofen usw. reicht es aus,
verschiedene Arten von Sekundärfrischen
durchzuführen,
um die Bestandteile so einzustellen, daß sich die Sollgehalte von
Bestandteilen ergeben, dann durch das gewöhnliche Stranggießen, das
Blockverfahren, Dünnbrammenguß oder ein
anderes Verfahren zu gießen.
Für das
Material kann auch Schrott verwendet werden. Im Fall einer durch
Stranggießen
erhaltenen Bramme kann die Bramme direkt als Warmbramme zur Warmwalzstraße transportiert
oder kann auf Raumtemperatur abgekühlt, dann in einem Wärmeofen
wiedererwärmt und
anschließend
warmgewalzt werden.
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Die
Wiedererwärmungstemperatur
ist nicht speziell eingeschränkt,
aber bei 1400 °C
oder darüber
wird das Abzundern groß und
der Ertrag fällt,
so daß die
Wiedererwärmungstemperatur
vorzugsweise unter 1400 °C
liegt. Ferner beeinträchtigt
eine Erwärmung
unter 1000 °C
stark die Rentabilität
in den Abläufen,
so daß die Wiedererwärmungstemperatur
vorzugsweise mindestens 1000 °C
beträgt.
Weiterhin führt
eine Erwärmung
unter 1100 °C
nicht nur dazu, daß sich
Ausscheidungen, u. a. Ti und/oder Nb, nicht wieder in der Bramme
lösen, sondern
sich vergröbern
und einen Verlust an Ausscheidungsverfestigung bewirken, wozu kommt,
daß die Ausscheidungen,
u. a. Ti und/oder Nb in den zum Kragenziehen erwünschten Größen und Verteilungen nicht mehr
ausscheiden, so daß die
Wiedererwärmungstemperatur
vorzugsweise mindestens 1100 °C
beträgt.
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Das
Warmwalzverfahren weist Vorwalzen und dann Fertigwalzen auf, aber
nach dem Vorwalzen und dem sich daran anschließenden Entzundern ist es auch
möglich,
eine Platine zu verbinden und sie im Anschluß daran fertigzuwalzen. Hierbei
ist es auch möglich,
eine Grobplatine einmal in eine Bundform zu wickeln, sie in einer
Abdeckung mit einer Warmhaltefunktion je nach Bedarf zu lagern,
sie wieder abzuwickeln und sie dann zu verbinden. Weiterhin wird
das anschließende
Fertigwalzen vorzugsweise innerhalb von 5 Sekunden durchgeführt, um
die erneute Zunderbildung nach Entzundern zu verhindern.
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Das
Fertigwalzen muß in
einem Temperaturbereich enden, in dem die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur
(FT) mindestens der Ar3-Umwandlungspunkt
+ 30 °C
ist. Grund dafür
ist, daß zum
Erhalten des Bainitferrits oder des Ferrits und Bainits, die zum
Kragenziehen erwünscht
sind, im Abkühlungsverfahren
nach dem Warmwalzen die γ->α-Umwandlung bei einer niedrigen
Temperatur erfolgen muß,
wogegen in einem Temperaturbereich, in dem die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur
(FT) unter dem Ar3-Umwandlungspunkt + 30 °C liegt,
spannungsinduzierte Ferritumwandlungskerne gebildet werden und schließlich polygonaler
Grobferrit leicht produziert wird. Die Obergrenze der Fertigwalztemperatur
muß nicht
speziell festgelegt werden, was das Erzielen der Wirkungen der Erfindung
betrifft, wobei aber eine Möglichkeit
besteht, daß Zunderfehler
im Betrieb auftreten, so daß ihre
Festlegung mit höchstens
1100 °C
bevorzugt ist. Hierbei drückt
man die Temperatur des Ar3-Umwandlungspunkts
einfach in Relation zu den Stahlbestandteilen z. B. durch die folgende
Berechnungsformel aus: Ar3 = 910 – 310 × %C + 25 × %Si – 80 × %Mn.
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Nach
Abschluß des
Fertigwalzens wird der Stahl auf die festgelegte Wickeltemperatur
(CT) abgekühlt. Festlegungsgemäß liegt
die Zeit bis zum Abkühlungsbeginn
innerhalb von 10 Sekunden. Grund dafür ist, daß bei einer Zeit bis zum Abkühlungsbeginn über 10 Sekunden
der Stahl gleich nach dem Walzen rekristallisationsanfällig ist
und die Austenitkörner
letztendlich gröber
werden und die Ferritkörner
nach der γ->α-Umwandlung leicht vergröbern. Die
mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit
bis zum Abkühlungsende
muß mindestens
50 °C/s
betragen. Grund dafür
ist, daß bei
einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
bis zum Abkühlungsende unter
50 °C/s
der Volumenanteil des Bainitferrits oder des Ferrits und Bainits,
die zum Kragenziehen erwünscht sind,
letztlich zum Sinken neigt. Ferner ist die Obergrenze der Abkühlungsgeschwindigkeit
mit höchstens
500 °C/s
festgelegt, berücksichtigt
man die tatsächlichen
betrieblichen Anlagenfähigkeiten.
Die Abkühlungsendtemperatur
muß im
Temperaturbereich von höchstens
700 °C liegen.
Grund dafür
ist, daß bei
einer Abkühlungsendtemperatur über 700 °C die Tendenz
besteht, daß sich
eine andere Mikrostruktur als der Bainitferrit oder der Ferrit und
Bainit bildet, die zum Kragenziehen erwünscht sind. Die Untergrenze
der Abkühlungsendtemperatur
muß nicht
speziell festgelegt sein, um die Wirkung der Erfindung zu erhalten.
Allerdings ist die Wickeltemperatur oder weniger angesichts des
Verfahrens der Erfindung unmöglich.
Die Verfahren vom Abkühlungsende
bis zum Wickeln sind nicht speziell festgelegt, aber je nach Bedarf
ist es möglich,
bis auf die Wickeltemperatur abzukühlen, wobei aber in diesem
Fall das Rückfedern
des Blechs infolge von Wärmespannung
ein Problem ist, weshalb höchstens
300 °C/s
bevorzugt sind.
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Bei
einer Wickeltemperatur unter 350 °C
werden keine ausreichenden Ausscheidungen, die Ti und/oder Nb enthalten,
mehr gebildet, und ein Festigkeitsabfall ist zu befürchten,
während
bei über
650 °C die Ti
und/oder Nb enthaltenden Ausscheidungen in der Größe vergröbern und
nicht mehr zum Festigkeitsanstieg durch Ausscheidungsverfestigung
beitragen, wozu kommt, daß bei
zu groß werdenden
Ausscheidungen leicht Hohlräume
an der Grenzfläche
zwischen den Ausscheidungen und der Matrixphase auftreten und die
Kragenziehbarkeit in der Tendenz sinkt. Daher ist die Wickeltemperatur
mit 350 °C
bis 650 °C
festgelegt. Ferner ist die Abkühlungsgeschwindigkeit
nach dem Wickeln nicht speziell eingeschränkt, aber liegt bei Cu-Zugabe
in einer Menge von mindestens 1 % die Wickeltemperatur (CT) über 450 °C, scheidet
Cu nach dem Wickeln aus, und die Umformbarkeit ist beeinträchtigt.
Dazu kommt, daß Cu
im Zustand fester Lösung,
das zur Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit
wirksam ist, leicht verloren geht, so daß bei einer Wickeltemperatur
(CT) über 450 °C die Abkühlungsgeschwindigkeit
nach dem Wickeln vorzugsweise mindestens 30 °C/s bis 200 °C beträgt.
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Nach
dem Ende des Warmwalzverfahrens wird der Stahl je nach Bedarf gebeizt
und kann dann auf der Straße
oder außerhalb
von ihr durch Dressieren mit einer Abnahme von höchstens 10 % oder Kaltwalzen bis
auf eine Abnahme von etwa 40 % bearbeitet werden.
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Ist
das kaltgewalzte Stahlblech das Endprodukt, unterliegen die Warmfertigwalzbedingungen
keiner speziellen Ein schränkung.
Ferner kann die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur (FT) des Fertigwalzens
unter der Temperatur des Ar3-Umwandlungspunkts
liegen, aber in diesem Fall verbleibt eine feste umgeformte Struktur vor
dem Walzen oder während
des Walzens, so daß Wiederherstellung
und Rekristallisation beim nachfolgenden Wickeln oder Wärmebehandeln
bevorzugt sind. Das Kaltwalzverfahren nach dem anschließenden Beizen ist
zum Erhalten der Wirkung der Erfindung nicht speziell eingeschränkt.
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Bei
der Wärmebehandlung
dieses kaltgewalzten Stahlblechs ist ein Durchlaufglühverfahren
angenommen. Zunächst
wird dieses 5 bis 150 Sekunden in einem Temperaturbereich von mindestens
800 °C durchgeführt. Liegt
diese Wärmebehandlungstemperatur
unter 800 °C,
lassen sich bei der späteren
Abkühlung
der Bainitferrit oder der Ferrit und Bainit, die zum Kragenziehen
erwünscht
sind, in der Tendenz nicht erhalten, so daß die Wärmebehandlungstemperatur mit
mindestens 800 °C
festgelegt ist. Ferner ist die Obergrenze der Wärmebehandlungstemperatur nicht
speziell festgelegt, beträgt
aber infolge von Einschränkungen
der Durchlaufglühanlagen
im wesentlichen höchstens
900 °C.
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Andererseits
ist eine Haltezeit unter 5 Sekunden in diesem Temperaturbereich
unzureichend, damit sich die Ti- und Nb-Carbide vollständig wieder
lösen.
Bei über
150 Sekunden Wärmebehandlung
sättigt
sich nicht nur die Wirkung, sondern es sinkt auch die Produktivität, so daß die Haltezeit
mit 5 bis 150 Sekunden festgelegt ist.
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Als
nächstes
muß die
mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit
bis zum Abkühlungsende
mindestens 50 °C/s
betragen. Grund dafür
ist, daß bei
einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
bis zum Abkühlungsende unter
50 °C/s
der Volumenanteil des Bainitferrits oder des Ferrits und Bainits,
die zum Kragenziehen erwünscht sind,
in der Tendenz letztlich fällt.
Unter Berücksichtigung
der Fähigkeiten
tatsächlicher
betrieblicher Anlagen usw. beträgt
ferner die Obergrenze für
die Abkühlungsgeschwindigkeit
höchstens
200 °C/s.
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Die
Abkühlungsendtemperatur
muß im
Temperaturbereich von höchstens
700 °C liegen,
aber bei Gebrauch einer Durchlaufglühanlage übersteigt die Abkühlungsendtemperatur
gewöhnlich
niemals 550 °C,
so daß keine
spezielle Berücksichtigung
erforderlich ist. Ferner braucht die Untergrenze der Abkühlungsendtemperatur
nicht speziell eingestellt zu sein, um die Wirkung der Erfindung
zu erhalten.
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Danach
kann bei Bedarf weiterhin dressiert werden.
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Zum
Verzinken des warmgewalzten Stahlblechs nach Beizen oder des kaltgewalzten
Stahlblechs nach dem Wärmebehandlungsverfahren
kann das Blech in ein Zinkbad eingetaucht werden. Je nach Bedarf kann
es auch legiert werden.
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BEISPIELE
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Im
folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert.
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Jeder
der Stähle
A bis M mit den chemischen Bestandteilen gemäß Tabelle 1 wurde in einem
Konverter geschmolzen, stranggegossen, mit der Erwärmungstemperatur
gemäß Tabelle
2 wiedererwärmt,
vorgewalzt, anschließend
auf eine Dicke von 1,2 bis 5,5 mm fertiggewalzt und dann gewickelt.
Zu beachten ist, daß die
chemischen Zusammensetzungen in den Tabellen in Gew.-% ausgedrückt sind.
Zu beachten ist, daß gemäß Tabelle
2 einige Stähle
nach dem Warmwalzverfahren gebeizt, kaltgewalzt und wärmebehandelt
wurden. Die Blechdicken betrugen 0,7 bis 2,3 mm. Andererseits wurden
von den Stahlblechen der Stahl H und der Stahl C-7 verzinkt.
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In
Tabelle 2 sind Einzelheiten der Produktionsbedingungen dargestellt.
Hierbei bezeichnen "SRT" die Brammenerwärmungstemperatur, "FT" die Schlicht- bzw.
Endstichtemperatur beim Fertigwalzen, "Anfangszeit" die Zeit vom Walzende zum Abkühlungsbeginn, "Abkühlungsgeschwindigkeit" die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit
vom Abkühlungsbeginn
bis zum Abküh lungsende
und "CT" die Wickeltemperatur.
Bei späterem Walzen
durch Kaltwalzen sind die Stähle
aber nicht auf diese Weise eingeschränkt, so daß "–" angegeben ist.
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Die
Zugprüfung
für jedes
der so erhaltenen warmgewalzten Bleche wurde gemäß 3(a) und 3(b) durchgeführt,
indem zunächst
das Blech zu einem in JIS Z 2201 beschriebenen Prüfling umgeformt wurde,
wonach dem in JIS Z 2241 beschriebene Prüfverfahren gefolgt wurde. In 3(a) (Draufsicht) und 3(b) (Seitenansicht)
bezeichnen 1 und 2 Stahlbleche (Prüflinge), 3 einen
Zusatzwerkstoff, 4 einen Stoß sowie 5 und 6 Hilfsbleche.
Tabelle 2 zeigt die Streckgrenze (YP), Zugfestigkeit (TS) und Bruchdehnung
(E1). Andererseits wurde die Kragenziehbarkeit durch das Kragenziehprüfverfahren
gemäß der Beschreibung
in der Norm JFS T 1001-1996 der Japan Iron and Steel Federation
bewertet. Tabelle 2 zeigt die Kragenziehrate (λ). Hierbei sind die Volumenanteile
von Ferrit, Bainit, Restaustenit, Perlit und Martensit festlegungsgemäß die Flächenanteile
der Mikrostruktur bei 1/4 Blechdicke, wenn eine Probe poliert wird,
die aus einer Position von 1/4 oder 3/4 Dicke des Stahlblechs am
Querschnitt in Walzrichtung ausgeschnitten, mit einem Nytal-Reagens
geätzt
und dann unter einem optischen Mikroskop mit 200- bis 500-facher
Vergrößerung betrachtet
wird. Weiterhin wurde ein Schweißstoß-Zugprüfling gemäß 3 zur
Durchführung
einer Zugprüfung
durch ein auf JIS Z 2241 basierendes Verfahren verwendet. Die Bruchlagen
wurden durch Sichtbeobachtung des Aussehens als Matrix/Schweißzone klassifiziert.
Aus Sicht der Festigkeit des Stoßes ist die Matrix als Bruchlage
stärker
bevorzugt als die Schweißzone.
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Zu
beachten ist, daß die
Härte der
Schweißwärmeeinflußzone des
Lichtbogenschweißens
durch einen Prüfling
Nr. 1 gemäß der Beschreibung
in JIS Z 3101 aufgrund des Prüfverfahrens
gemäß der Beschreibung in
JIS Z 2244 gemessen wurde. Zu beachten ist, daß das Lichtbogenschweißen mit
einem CO2- Schutzgas, einem Draht YM-60C, Durchmesser
1,2 mm oder YM-80C,
Durchmesser 1,2 mm, hergestellt von Nippon Steel Welding Products
and Engineering Co., Ltd., einer Schweißgeschwindigkeit von 100 cm/min,
einem Schweißstrom
von 260 ± 10
A, einer Schweißspannung
von 26 ± 1
V, einer Dicke des Prüfmaterials
von 2,6 mm, einer Härtemeßposition
von 0,25 mm von der Oberfläche,
einem Meßabstand
von 0,5 mm und einer Prüfkraft
von 98 kN durchgeführt
wurde.
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Die
erfindungsgemäßen Stähle waren
die neun Stähle
A, B, C-1, C-7, F, H, K, L und M. Diese ergaben gut kragenziehbares,
hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, das
die vorbestimmten Mengen an Stahlbestandteilen enthielt und Mikrostrukturen
hatte, die Ferrit oder Ferrit und Bainit aufwiesen. Daher erkannte
man signifikante Unterschiede im Hinblick auf den Enthärtungsgrad ΔHV der Schweißwärmeeinflußzone von
mindestens 50 verglichen mit den herkömmlichen Stählen in der Bewertung durch
das in der Erfindung beschriebene Verfahren. Ferner war für den Stahl
F infolge der Zugabewirkung von B die Härtbarkeit an den Stellen der
Schweißwärmeeinflußzone verbessert,
an denen die α-γ-α-Umwandlung
auftrat. Als Ergebnis wurde die Matrix zur Bruchlage.
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Die
anderen Stähle
liegen außerhalb
des Bereichs der Erfindung, was auf die folgenden Gründe zurückzuführen ist.
Der Stahl C-2 hatte eine Fertigwalzendtemperatur (FT) außerhalb
des Bereichs von Anspruch 3 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 beschriebene
erwünschte
Mikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende
Kragenziehbarkeit (λ)
erreicht werden konnte. Der Stahl C-3 hatte eine Zeit vom Fertigwalzende
bis zum Abkühlungsbeginn
außerhalb
des Bereichs von Anspruch 3 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte
Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende
Kragenziehbarkeit (λ)
erreicht werden konnte. Der Stahl C-4 hatte eine mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit
außerhalb
des Bereichs von Anspruch 3 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte
Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende
Kragenziehbarkeit (λ)
erreicht werden konnte. Der Stahl C-5 hatte eine Abkühlungsendtemperatur
und eine Wickeltemperatur außerhalb
des Bereichs von Anspruch 3 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte
Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit
(λ) erreicht
werden konnte. Der Stahl C-6 hatte eine Wickeltemperatur außerhalb
des Bereichs von Anspruch 3 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte
Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende
Kragenziehbarkeit (λ)
erreicht werden konnte. Der Stahl C-8 hatte eine Wärmebehandlungstemperatur
außerhalb
des Bereichs von Anspruch 4 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte
Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende
Kragenziehbarkeit (λ)
erreicht werden konnte. Der Stahl C-9 hatte eine Haltezeit außerhalb
des Bereichs von Anspruch 4 der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte
Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende
Kragenziehbarkeit (λ)
erreicht werden konnte. Der Stahl D hatte einen C*-Wert außerhalb
des Bereichs von Anspruch 1 der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der
Stahl E hatte einen C*-Wert außerhalb
des Bereichs von Anspruch 1 der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Schweißwärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der
Stahl E hatte eine C-Zugabemenge und einen C- und C*-Wert außerhalb
des Bereichs von Anspruch 1 der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der
Stahl G hatte eine Menge von Mo + Cr außerhalb des Bereichs von Anspruch
1 der Erfindung, so daß der
Enthärtungsgrad
der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der
Stahl I hatte eine Menge von Mo + Cr außerhalb des Bereichs von Anspruch
1 der Erfindung, so daß der
Enthärtungsgrad
der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der
Stahl J hatte einen C*-Wert außerhalb
des Bereichs von Anspruch 1 der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Schweißwärmeeinflußzone (ΔHV) groß war.
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GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
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Wie
zuvor näher
erläutert,
betrifft die Erfindung gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech
mit einer Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa und ausgezeichneter
Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone sowie
ein Verfahren zu seiner Herstellung. Durch Einsatz eines solchen
dünnen
Stahlblechs läßt sich eine
große
Verbesserung der Enthärtungsfestigkeit
der Schweißwärmeeinflußzone bei
Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderem Schweißen nach
Formgebung oder bei Formgebung nach solchem Schweißen erwarten.
