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Technisches
Gebiet
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines
warmgewalzten Stahlblechs mit ultrafeinen Ferritkörnern mit
einem durchschnittlichen Durchmesser von weniger als 2 μm nach dem
Warmwalzen, das hervorragende Duktilität, Zähigkeit, Dauerfestigkeit und
dgl. sowie eine geringe Anisotropie derartiger Eigenschaften zeigt
und vorteilhafterweise für
Kraftfahrzeugbauteile, Hauselektrogeräte, Bauteile, Maschinenbauteile
oder Gebäudebauteile
verwendet werden kann.
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Technischer
Hintergrund
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Stahlmaterial
zur Verwendung für
Kraftfahrzeugbauteile oder Maschinenbauteile muss hervorragende mechanische
Eigenschaften, wie Festigkeit, Formbarkeit, Zähigkeit und dgl. zeigen. Da
diese mechanischen Eigenschaften durch Verfeinerung der Körner der
Materialstruktur effektiv verbessert werden können, werden verschiedene Verfahren
zur Herstellung eines Materials mit feinkörniger Struktur untersucht.
Auf dem Gebiet von Stahlblechen hoher Zugfestigkeit besteht insbesondere
intensiver Bedarf an einem Stahlblech, das die Produktionskosten
senken und hervorragende funktionale Eigenschaften zeigen kann.
Daher verschiebt sich das Ziel von Forschung und Entwicklung auf
ein Stahlblech, das die im vorhergehenden genannten Forderungen
erfüllt.
Um eine Verschlechterung von Duktilität, Zähigkeit, relativer Strapazierfähigkeit
oder dgl., die aufgrund einer erhöhten Zugfestigkeit entstehen
kann, zu beschränken,
ist es wichtig, die Struktur von Stahl hoher Zugfestigkeit zu verfeinern.
Ferner ist auf dem Gebiet von kaltgewalzten Stahlblechen zur Verwendung
für Kraftfahrzeuge
oder dgl. bekannt, dass eine Verfeinerung der Struktur des warmgewalzten
Stahlblechs als Ausgangsmaterial die Formbarkeit, insbesondere den "r-Wert" oder sog. Lankford-Wert,
effektiv verbessert. Daher ist eine Verfeinerung der Struktur eines
warmgewalzten Stahlblechs ebenfalls wichtig, insbesondere wenn es
als das Ausgangsmaterial für
ein kaltgewalztes Stahlblech verwendet wird.
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Herkömmliche
Mittel zur Verfeinerung der Struktur der Materialien können in
ein Walzverfahren mit großer
Reduktion, gesteuertes Walzverfahren, gesteuertes Kühlverfahren
und dgl. eingeteilt werden. Unter anderem wird beispielsweise in
JP-A-58-123823 ein Walzverfahren großer Reduktion zur Verfeinerung
der Materialstruktur vorgeschlagen. Der Verfeinerungsmechanismus
des Walzverfahrens großer
Reduktion besteht in der Förderung
einer belastungsinduzierten Transformation von der γ-Phase zur α-Phase aufgrund
einer erhöhten
Reduktion an Austenitkörnern
des Materials. Während
das bekannte Verfahren einen bestimmten Verfeinerungsgrad erreicht,
besteht ein mit der Produktionstechnologie in Verbindung stehendes
Problem, dass es mit allgemeinen Warmbandwalzwerken schwierig durchzuführen ist,
da beispielsweise Walzreduktion von nicht weniger als 40% pro ein
Durchlauf benötigt
wird. Außerdem
ist die Verfeinerung der erhaltenen Endstruktur aufgrund der Produktbedingungen,
die schwierig zu realisieren sind, beschränkt, so dass der durchschnittliche
Korndurchmesser der Endstruktur nicht auf weniger als etwa 5 μm verringert
werden kann. Ferner werden die erhaltenen Körner aufgrund von Walzen mit
großer
Reduktion zusammengedrückt
und abgeflacht, wodurch Probleme entstehen, dass infolge sogenannter
Trennung oder Delamination die Anisotropie mechanischer Eigenschaften
signifikant wird oder die Rissabsorptionsenergie vermindert ist.
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Andererseits
ist ein Nb oder Ti umfassendes Ausscheidungsverfestigungsstahlblech
als Stahlblech, das einer Verfeinerung durch das gesteuerte Walzverfahren
oder gesteuerte Kühlverfahren
unterzogen wurde, bekannt. Das Ausscheidungsverfestigungsstahlblech
ist durch Nutzung der Ausscheidungsverfestigungswirkung von Nb oder
Ti gefestigt und es weist Ferritkörner auf, die durch Nutzung
der Hemmwirkung von Nb oder Ti auf die Rekristallisation von Austenitkörnern und
auch durch druckinduzierte Transformation der γ-Phase der nichtrekristallisierten deformierten
Austenitkörner
bei Endwalzen unter der Bedingung niedriger Temperatur in die α-Phase verfeinert
wurden. Jedoch weist das Ausscheidungsverfestigungsstahlblech das
Problem auf, dass es eine große
Anisotropie mechanischer Eigenschaften zeigt. Beispielsweise können, wenn
die Stahlbleche mit einer großen
Anisotropie mechanischer Eigenschaften für Kraftfahrzeuge verwendet
und einem Druckformverfahren unterzogen werden, die Wirkungen der
verfeinerten Struktur nicht vollständig zur Geltung gelangen,
da die Formgrenze des Materials auf die Eigenschaftshöhe in Richtung
der am geringsten duktilen Eigenschaften beschränkt ist. Dies ist auch der
Fall, wenn das Ausscheidungsverfestigungsmaterial für Strukturmaterialien
verwendet wird, wobei die Wirkungen der verfeinerten Struktur nicht
vollständig
zur Geltung gelangen können,
da das Stahlblech eine große
Anisotropie der Zähigkeit
oder Dauerfestigkeit, die wichtige Eigenschaften für Strukturmaterialien
sind, aufweist. Außerdem
kann der Korndurchmesser der Struktur, die einem Verfeinerungsverfahren
wie dem gesteuerten Walzverfahren oder gesteuerten Kühlverfahren
unterzogen wurde, nicht auf unter etwa 2 μm verringert werden.
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Ferner
ist es bekannt, das Kornwachstum des Materials durch rasches Kühlen unmittelbar
nach dem Warmwalzen zu hemmen (siehe beispielsweise JP-B-4-11608),
obwohl der Korndurch messer der durch dieses Verfahren erhaltenen
Struktur nicht auf niedriger als etwa 4 μm verringert werden kann.
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Wie
im vorhergehenden angegeben, ist der Korndurchmesser der Struktur
des Materials, die durch den Stand der Technik erreicht werden kann,
auf 2 μm
beschränkt.
Allgemein ist die Wirkung einer Verbesserung der mechanischen Eigenschaften
durch Verfeinerung der Körner
umgekehrt proportional zur Quadratwurzel des Korndurchmessers. Daher
kann zwar eine geringe Verbesserung erreicht werden, wenn der Korndurchmesser
nicht geringer als 2 μm
ist, eine beträchtliche
Verbesserung aber erreicht werden, wenn der Korndurchmesser erfolgreich
auf unter 2 μm
verringert werden kann.
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Offenbarung
der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung dient der Beseitigung der im Stand der Technik
vorhandenen Probleme. Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist daher
die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines warmgewalzten
Stahlblechs mit verbesserter Formbarkeit, das als Ausgangsmaterial
für ein
kaltgewalztes Stahlblech verwendet werden kann, das mit üblichen
Warmbandwalzwerken ohne weiteres produziert werden kann, eine geringe
Anisotropie mechanischer Eigenschaften und einen Ferritkornenddurchmesser
von weniger als 2 μm,
der durch den Stand der Technik nicht erreicht werden konnte, aufweist.
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Gemäß einem
Aspekt der vorliegenden Erfindung erfolgt die Bereitstellung eines
Verfahrens zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs mit ultrafeinen
Körnern
mit verbesserter Formbarkeit, wobei ein Material für das warmgewalzte
Stahlblech durch Schmelzen hergestellt wird und das Material unmittelbar
danach oder nach dem Abkühlen
und Erhitzen auf eine Temperatur von nicht mehr als 1200°C warmgewalzt wird,
wobei das Warmwalzen als Reduktionsverfahren unter dynamischen Rekristallisationsbedingungen
durch Reduktionsdurchläufe
von nicht weniger als 5 Walzgerüsten
durchgeführt
wird.
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Vorzugsweise
weist das gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellte warmgewalzte Stahlblech eine Brennhärtbarkeit
von nicht weniger als 100 MPa auf.
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Bei
dem Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs gemäß der vorliegenden
Erfindung können
das Material des Stahlblechs oder Walzen an den Walzgerüsten einer
Fertigwalzanlage durch zwischen den Walzgerüsten bereitgestellte Heizmittel
erhitzt werden.
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Das
gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellte warmgewalzte Stahlblech mit ultrafeinen Körnern kann
als Ausgangsmaterial für
ein kaltgewalztes Stahlblech verwendet werden, wobei dieses durch
ein Verfahren hergestellt wird, wobei das warmgewalzte Stahlblech
einem Kaltwalzen unter einer Reduktion von 50 bis 90% und einem
Glühen
bei einer Temperatur im Bereich von 600°C bis zum Ac3-Transformationspunkt
unterzogen wird.
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Der
hier verwendete Ausdruck "Seitenverhältnis" des Ferritkorns
bedeutet das Verhältnis
der Länge des
Ferritkorns längs
der Hauptachse zur Länge
des Ferritkorns längs
der Nebenachse bei Betrachtung des Ferritkorns im Querschnitt. Da
die Ferritkörner
in der Walzrichtung gedehnt sind, kann das Seitenverhältnis der Ferritkörner in
der Praxis durch das Verhältnis
der Länge
längs der
Hauptachse zur Länge
längs der
Nebenachse in einem Querschnitt, der parallel zur Walzrichtung ist,
ersetzt werden.
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Der
hier verwendete durchschnittliche Durchmesser der Fer ritkörner bedeutet
den durchschnittlichen Korndurchmesser bei Betrachtung in einem
Querschnitt parallel zur Walzrichtung entsprechend der allgemein akzeptierten
einschlägigen
Praxis.
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Ferner
wird der durchschnittliche Korndurchmesser der Sekundärphase gemäß der Erfindung
durch Ermitteln der Oberfläche
und Anzahl der Körner
in der Struktur außer
der Ferritphase mit einem Photomikrograph, Dividieren der Gesamtfläche durch
die Anzahl derartiger Körner
zur Berechnung der Oberfläche
pro Korn und anschließendes
Berechnen des Durchmessers eines äquivalenten Kreises mit der
gleichen Oberfläche
pro Korn, der als der durchschnittliche Korndurchmesser der Sekundärphase definiert
ist, bestimmt. In ähnlicher
Weise wird der individuelle Korndurchmesser der Sekundärphase als
der Durchmesser eines äquivalenten
Kreises mit der gleichen Fläche
wie das Korn berechnet.
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Das
gemäß der Erfindung
hergestellte Stahlblech, das eine Ferritphase als primäre Phase
umfasst, bedeutet, dass eine Ferritphase nicht weniger als 50% der
gesamten Struktur ausmacht. Ferner gibt der Bezug auf 0% als die
Untergrenze von Ti und dgl. an, dass gemäß der Erfindung Fälle auftreten
können,
in denen Ti und ähnliche
Komponenten nicht zugesetzt sind.
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Der
Erfinder führte
auf der Suche nach Lösungen
für die
im vorhergehenden genannten, im Stand der Technik auftretenden Probleme
Forschungen und Untersuchungen durch und erhielt die folgenden Erkenntnisse.
Das heißt,
es wurde ermittelt, dass ultrafeine Körner der Ferritphase durch
wiederholtes Durchführen der
Reduktion unter dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen
in den Warmwalzstufen erhalten werden können. Die Reduktion unter den
dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen muss nicht groß sein,
so dass eine zufriedenstellende Struktur erhalten werden kann, in
der die Ferritkörner
ein Seitenverhältnis
von weniger als 1,5 aufweisen, wodurch das Problem einer Anisotropie
der mechanischen Eigenschaften beseitigt wird.
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Ein
gemäß der Erfindung
hergestelltes Stahlblech, worin der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser weniger
als 2 μm
beträgt
und das Seitenverhältnis
der Ferritkörner
weniger als 1,5 beträgt,
zeigt nicht nur hervorragende mechanische Eigenschaften, wie Festigkeit,
Zähigkeit,
Duktilität,
sondern auch eine geringere Anisotropie von dessen mechanischen
Eigenschaften, die auf dem Vorhandensein feiner Körner beruhen.
Ferner ist der Korngrenzbereich des im vorhergehenden genannten
Stahlblechs größer als
der des Stahlblechs, in dem der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser
nicht weniger als 2 μm
beträgt,
so dass eine große
Menge von Kohlenstoff in fester Lösung an der Korngrenze eingefangen
ist. Daher diffundiert der Kohlenstoff in fester Lösung, wenn
das Stahlprodukt einem Brennen unterzogen wird, in die Körner und
es werden Störungen
durch den Kohlenstoff in fester Lösung eingeführt, wodurch eine hervorragende
Brennhärtbarkeit
von nicht weniger als 100 MPa gezeigt wird. Daher kann das gemäß der Erfindung
hergestellte Stahlblech leicht zu der gewünschten Gestalt geformt werden
und es kann eine hohe Festigkeit durch eine anschließende Wärmebehandlung,
wie Brennen, erreicht werden, und das Stahlblech ist zur Verwendung
für Kraftfahrzeuge
und dgl. besonders geeignet.
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Bei
den gemäß der Erfindung
hergestellten Stahlblechen, in denen der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser
weniger als 2 μm
beträgt
und das Seitenverhältnis
der Ferritkörner
weniger als 1,5 beträgt,
kann der Unterschied hinsichtlich des Korndurchmessers signifikant
verringert werden, wenn das Verhältnis
des durchschnittlichen Ferritkorndurch messers dm (μm) zum durchschnittlichen
Korndurchmesser ds (μm)
der Sekundärphase
die Beziehung 0,3 < dm/ds < 3 erfüllt. Das
Stahlblech, das die im vorhergehenden genannte Beziehung erfüllt, kann
gleichförmig
verformt werden, während
das Auftreten von Einschnürung,
Falten oder fehlerhaften Oberflächeneigenschaften
effektiv vermieden wird. Daher besitzt das gemäß der Erfindung hergestellte
Stahlblech eine zufriedenstellende Formbarkeit und es ist für Formprozesse,
wie ein Lochvergrößerungsverfahren,
hoch geeignet. Auch zeigt das gemäß der Erfindung hergestellte
Stahlblech eine hervorragende Dauerbeständigkeitseigenschaft und Bruchzähigkeit.
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Das
warmgewalzte Stahlblech mit den oben genannten Eigenschaften gemäß der Erfindung
kann in weitem Umfang für
verschiedene Gebiete und Verwendungszwecke, beispielsweise ein kohlenstoffarmes Stahlblech,
ein Stahlblech zur Verwendung für
Kraftfahrzeugbauteile, die ggf. eine verbesserte Formbarkeit erfordern,
ein Stahlblech für
Hauselektrogeräte
oder für
allgemeine Bauteile und dgl., verwendet werden. Das Stahlblech mit
verbesserter Formbarkeit gemäß der Erfindung
kann für
alle diese Anwendungen verwendet werden.
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Daher
kann die Erfindung für
ein Verbundstrukturstahlblech, das als die Sekundärphase einen
oder mehrere Bestandteile umfasst, die aus der Gruppe von Martensit,
Bainit, Restaustenit, Perlit und nadelförmigem Ferrit ausgewählt sind,
wie DP(Dual Phase)-Stahl oder TRIP(Transformation Induced Plasticity)-Stahl, verwendet
werden. Die Erfindung kann auch für einen Stahl mit nur Ferrit
oder ein Stahlblech, das eine Struktur aus Ferrit und einer kleinen
Menge Perlit oder Zementit umfasst, verwendet werden. Ferner kann
die Erfindung für
ein Stahlblech für
Kraftfahrzeugräder
durch Verringerung des Schwefelgehalts auf nicht mehr als 0,002 Gew.-%
und Verbesserung der Lochvergrößerungseigenschaft
und Ermüdungsrisswachstumsstoppeigenschaft
verwendet werden.
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Untersuchungen
wurden durchgeführt,
um die Beziehung zwischen dem durchschnittlichen Ferritkorndurchmesser
und den mechanischen Eigenschaften der warmgewalzten Stahlbleche
festzustellen, deren Ergebnisse in 1 gezeigt
sind. Die Untersuchungen wurden unter Bezug auf warmgewalzte Stahlbleche,
die verschiedene Ferritkorndurchmesser umfassten, die dadurch hergestellt
wurden, dass ein Ausgangsmaterialstahlblech, das eine Zusammensetzung
C: 0,03 Gew.-%, Si: 0,1 Gew.-%, Mn: 0,2 Gew.-%, P: 0,01 Gew.-%,
S: 0,003 Gew.-% und Al: 0,04 Gew.-% umfasste, auf 1100°C erhitzt
wurde, das Ausgangsmaterialstahlblech einem Warmwalzen durch eine
Vorwalzvorrichtung unter üblichen
Bedingungen und ferner einer Reihe von sieben Walzgerüsten einer
Fertigwalzvorrichtung unter verschiedenen Fertigwalzbedingungen
unterzogen wurde, durchgeführt.
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Warmgewalzte
Stahlbleche mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von weniger
als 2 μm
wurden erhalten, wenn während
des Fertigwarmwalzens die Temperaturdifferenz des Stahlblechs zwischen
der Eingangsseite des ersten Walzgerüsts und der Ausgangsseite des
letzten Walzgerüsts
(d.h. des siebten Walzgerüsts)
der Warmwalzanlage nicht mehr als 60°C beträgt. In ähnlicher Weise wurden warmgewalzte
Stahlbleche mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von weniger
als 1 μm
erhalten, wenn während
des Fertigwarmwalzens die Temperaturdifferenz des Stahlblechs nicht
mehr als etwa 30°C
beträgt.
Ferner betrug das Seitenverhältnis
aller warmgewalzten Stahlbleche mit einem durchschnittlichen Durchmesser
von weniger als 2 μm,
die durch das oben genannte Verfahren erhalten wurden, weniger als
1,5.
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Die
in 1 gezeigte Brennhärtbarkeit wurde als die In krementmenge
der Zugspannung des warmgewalzten Stahlblechs, wenn dieses 20 min
auf 170°C
erhitzt wurde, nach Anlegen einer Vorspannung von 2% ermittelt.
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Aus 1 ist
ersichtlich, dass das warmgewalzte Stahlblech mit einem durchschnittlichen
Ferritkorndurchmesser von weniger als 2 μm verschiedene Eigenschaften
im Vergleich zu dem warmgewalzten Stahlblech mit einem durchschnittlichen
Ferritkorndurchmesser von nicht weniger als 2 μm signifikant verbessert. Diese
Tendenz kann nicht nur für
die Stahlbleche der speziellen Zusammensetzung, die den im vorhergehenden
genannten Experimenten unterzogen wurden, sondern auch für die Stahlbleche
anderer Zusammensetzungen erkannt werden. Es kann ferner festgestellt
werden, dass die warmgewalzten Stahlbleche mit einem durchschnittlichen
Ferritkorndurchmesser von nicht mehr als 1 μm eine weitere Verbesserung
verschiedener Eigenschaften zeigen. Aus diesen Gründen ist
gemäß der Erfindung
der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser des Stahlblechs auf
weniger als 2 μm
beschränkt
und das Seitenverhältnis
der Ferritkörner
des Stahlblechs auf weniger als 1,5 beschränkt. Hierbei wurden Untersuchungen
im Hinblick auf den durchschnittlichen Korndurchmesser der Sekundärphase des
Stahlblechs mit einem durchschnittlichen Ferritkorndurchmesser von weniger
als 2 μm
durchgeführt.
Infolgedessen wurde im Hinblick auf alle Stahlbleche mit einem durchschnittlichen
Ferritkorndurchmesser von weniger als 2 μm ermittelt, dass der dm/ds-Wert
in einem Bereich von mehr als 0,5 bis weniger als 2 lag.
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Vorzugsweise
erfüllt
in dem Stahlblech, das eine Ferritphase als primäre Phase umfasst, gemäß der Erfindung
das Verhältnis
des durchschnittlichen Ferritkorndurchmessers dm (μm) zu dem
durchschnittlichen Korndurchmesser ds (μm) der Sekundärphase die
Beziehung: 0,3 < dm/ds < 3. Der Grund hierfür liegt
darin, dass, wenn eine große
Differenz des Korndurchmessers zwischen dem Ferrit als der Primärphase und
den Körnern
der Sekundärphase
besteht, die Tendenz deutlich wird, dass die Verformung während des
Formprozesses ungleichmäßig wird
und die mechanischen Eigenschaften schlechter werden. Der Erfinder
untersuchte einen bevorzugten Bereich des Verhältnisses des durchschnittlichen
Ferritkorndurchmessers dm (μm)
zu dem durchschnittlichen Korndurchmesser ds (μm) der Sekundärphase.
Infolgedessen ermittelte er, dass hervorragende mechanische Eigenschaften
erreicht werden können
und eine gleichförmige
Verformung verursacht werden kann, wenn das Verhältnis höher als 0,3, jedoch niedriger
als 3 ist. Noch besser liegt das Verhältnis im Bereich von 0,5 < dm/ds < 2.
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Darüber hinaus
ist es günstig,
wenn das Stahlblech mit ultrafeinen Körnern eine Sekundärphase umfasst,
wobei weniger als 10% der Körner
der Sekundärphase
von benachbarten Körnern
der Sekundärphase mit
einem Abstand beabstandet sind, der geringer als das Zweifache des
Kornradius der Sekundärphase
ist. Die Erfinder führten
verschiedene Untersuchungen im Hinblick auf den Verteilungszustand
der Sekundärphase durch.
Infolgedessen wurde ermittelt, dass die mechanischen Eigenschaften,
insbesondere die Streckflanscheigenschaft, nicht ausreichend verbessert
sind, wenn die Körner
der zweiten Phase in einem Band- oder Linienzustand (d.h. lamellaren
Zustand) verteilt sind und die Körner
der zweiten Phase ferner vorzugsweise in einem Inselzustand, in
dem die Körner
relativ isoliert voneinander ohne Konzentrierung sind, verteilt
sind. Die Verteilungsform von Sekundärphasekörnern kann durch Ermittlung
der Rate der Körner,
die von dem nächsten Korn
mit einem Abstand, der geringer als das Zweifache des Kornradius
ist, beabstandet sind, bewertet werden. Wenn diese Rate weniger
als 10 beträgt,
ist es möglich,
die Eigenschaften des Stahlblechs zu verbessern. Im Hinblick auf
das Volumenverhältnis
der Sekundärphase
zu den gesamten Phasen liegt der bevorzugte Bereich innerhalb von
3 bis 30%.
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Der
Bereich der bevorzugten Elementzusammensetzung des gemäß der Erfindung
hergestellten Stahlblechs wird im folgenden erklärt:
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C: 0,01 bis 0,3 Gew.-%
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C
ist ein kostengünstiges
Element und zur Verbesserung der Festigkeit günstig. Daher ist eine notwendige
Menge von C entsprechend der gewünschten
Stahlblechfestigkeit enthalten. Wenn der C-Gehalt weniger als 0,01
Gew.-% beträgt,
werden Körner
des Stahlblechs grob, so dass weniger als 2 μm als Durchschnittswert des
Ferritkorndurchmessers, der die Aufgabe der vorliegenden Erfindung
ist, kaum erreicht werden. Wenn andererseits jedoch der C-Gehalt
0,3 Gew.-% übersteigt,
werden die Formbarkeit und Schweißbarkeit schlechter. Daher
ist gemäß der Erfindung
C vorzugsweise in einem Bereich von etwa 0,01 bis 0,3 Gew.-% enthalten.
Außerdem
ist es, wenn die Stahlblechstruktur nur aus Ferrit besteht oder
eine kleine Menge (nicht mehr als 10%) Perlit oder Zementit als
Sekundärphase
umfasst, günstig,
wenn der C-Gehalt innerhalb von etwa 0,01 bis 0,1 Gew.-% liegt.
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Si: nicht mehr als 3,0
Gew.-%
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Si
verbessert die Festigkeit/Dehnung-Balance und trägt zur Verbesserung der Festigkeit
als Verstärkungselement
einer festen Lösung
bei. Außerdem
unterdrückt
Si die Ferrittransformation, so dass es zur Gewinnung einer Struktur,
die den gewünschten
Volumenanteil der Sekundärphase
umfasst, wirksam ist. Jedoch verschlechtert ein übermäßiger Si-Gehalt die Duktilität und die
Oberflächeneigenschaften
eines Stahlblechs. Daher beträgt
der Si-Gehalt nicht mehr als 3,0 Gew.-%. Vorzugsweise liegt der
Si-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 2,0 Gew.-%. Hierbei ist es, wenn
die Stahlblechstruktur nur Ferrit umfasst oder eine kleine Menge
(nicht mehr als 10%) Perlit oder Zementit als Sekundärphase umfasst,
günstig,
wenn der Si-Gehalt nicht mehr als 1,0 Gew.-% beträgt.
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Mn: nicht mehr als 3,0
Gew.-%
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Mn
trägt zur
Verfeinerung der Körner
des Stahlblechs durch Senkung des Ar3-Transformationspunkts und
Förderung
des Martensits und Restaustenits der Sekundärphase und dadurch Verbesserung
der Festigkeit/Duktilität-Balance
und Festigkeit/Dauerfestigkeit/Duktilität-Balance bei. Auch reagiert
Mn mit schädlichem Schwefel
in fester Lösung
unter Bildung von unschädlichem
MnS. Jedoch verschlechtert ein übermäßiger Mn-Gehalt
die Festigkeit/Duktilität-Balance
aufgrund der Härtung
von Stahl. Daher beträgt
der Mn-Gehalt nicht mehr als 3,0 Gew.-%. Wenn die Stahlblechstruktur
eine Sekundärphase
von mindestens einer Komponente, die aus der Gruppe von Martensit,
Bainit, Restaustenit, Perlit und nadelförmigem Ferrit ausgewählt ist,
umfasst, günstig,
wenn der Mn-Gehalt nicht weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, um die
geplante Struktur zu erhalten. Noch besser liegt der Mn-Gehalt im Bereich
von 1,0 bis 2,0 Gew.-%. Andererseits ist es, wenn die Stahlblechstruktur
nur Ferrit umfasst oder eine kleine Menge (nicht mehr als 10%) Perlit
oder Zementit für
die Sekundärphase
umfasst, günstig,
wenn der Mn-Gehalt
nicht mehr als 2,0 Gew.-% beträgt,
noch besser im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% liegt.
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P: nicht mehr als 0,5
Gew.-%
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P
ist auch als Verfestigungselement von Stahl verwendbar, so dass
die notwendige Menge von P entsprechend der ge wünschten Festigkeit des Stahlblechs
enthalten ist. Jedoch verursacht ein übermäßiger P-Gehalt eine Segregation
an den Korngrenzen, so dass die Duktilität schlechter wird. Daher ist
gemäß der Erfindung
der P-Gehalt auf nicht mehr als 0,5 Gew.-% beschränkt. Noch
besser liegt der P-Gehalt im Bereich von 0,005 bis 0,2 Gew.-%.
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Ti,
Nb, V und Mo sind gemäß der Erfindung
verwendbare Elemente, wodurch ultrafeine Körner von 2 μm aufgrund der Bildung von Carbid
und/oder Nitrid erhalten werden, und auch aufgrund der Verfeinerung
der Körnchen
des Stahlblechs. Zusätzlich
verbessern diese Elemente die Festigkeit aufgrund der Ausscheidungsverfestigungsfunktion.
Daher ist gemäß der vorliegenden
Erfindung mindestens ein Bestandteil, der aus der Gruppe von Ti,
Nb, V und Cr ausgewählt
ist, optional enthalten. Unter anderem zeigt Ti die oben genannten Funktionen
auch unter niedriger Blockerhitzungstemperatur in positivem Sinne,
da Ti Carbid und/oder Nitrid bei relativ niedriger Temperatur bildet,
die in dem Stahlblech stabil existieren. Gemäß der Erfindung betragen die
Gehalte an diesen Elementen vorzugsweise nicht weniger als 0,01
Gew.-%, um die gewünschten
Funktionen voll zu zeigen. Andererseits sind, wenn die Gehalte an
diesen Elementen übermäßig sind,
deren Wirkungen gesättigt
und die Produktionskosten nehmen zu. Daher ist der Gehalt an diesen
Elementen auf nicht mehr als 1,0 Gew.-%, noch besser nicht mehr
als 0,5 Gew.-% beschränkt.
Wenn die Stahlblechstruktur nur Ferrit umfasst oder eine kleine
Menge (nicht mehr als 10%) Perlit oder Zementit als Sekundärphase umfasst,
ist es günstig,
wenn die Gehalte an diesen Elemente nicht mehr als 0,3 Gew.-%, noch
besser nicht mehr als 0,1 Gew.-% betragen.
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Gemäß der Erfindung
können
Cr, Cu und Ni, falls nötig, ähnlich Mn
als Verfestigungselemente enthalten sein. Wenn je doch die Gehalte
an diesen Elementen übermäßig sind,
wird die Festigkeit/Duktilität-Balance verschlechtert.
Daher sind die Gehalte an diesen Elementen auf nicht mehr als 3,0
Gew.-% für
Cu und nicht mehr als etwa 1,0 Gew.-% für Ni und Cr beschränkt. Außerdem ist
es günstig,
wenn diese Elemente in einer Menge von nicht weniger als etwa 0,01
Gew.-% enthalten sind, damit die gewünschten funktionalen Wirkungen in
ausreichender Weise zur Geltung kommen.
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Ca,
Seltenerdmetalle und B dienen zur Verbesserung der Formbarkeit durch
Steuern der Sulfidform und Erhöhen
der Korngrenzenfestigkeit. Daher können diese Elemente, falls
nötig,
enthalten sein. Wenn jedoch die Gehalte an diesen Elementen übermäßig sind,
kann die Reinheit oder das Rekristallisationsvolumen des Stahlblechs
nachteilig beeinflusst werden. Daher betragen die Gehalte an diesen
Elementen vorzugsweise nicht mehr als etwa 50 ppm. Ferner dient
B auch der Senkung der Alterungseigenschaften, wenn kaltgewalzte
Stahlbleche durch kontinuierliches Glühen produziert werden.
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Das
gemäß der Erfindung
hergestellte Stahlblech kann eine Verbundstruktur aufweisen, die
ein oder mehrere Bestandteile, die aus Martensit, Bainit, Restaustenit,
Perlit und nadelförmigem
Ferrit ausgewählt
sind, als Sekundärphase
umfasst, um nicht weniger als 0,5% Mn in dem im vorhergehenden genannten
bevorzugten Bereich der Elementzusammensetzung des Stahlblechs zu
enthalten. Auch kann das gemäß der Erfindung hergestellte
Stahlblech eine Phase aus nur Ferrit oder eine Struktur aus Ferrit
und einer kleinen Menge Perlit oder Zementit umfassen.
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Das
Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs gemäß der Erfindung wird im folgenden
erklärt.
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Eine
Stahlschmelze, die auf die Bereiche der vorbeschriebenen Elementzusammensetzung
eingestellt wurde, wird durch kontinuierliches Gießen oder
durch Brammengießen
zu einem Walzmaterial zum Walzen in einem Brammenwalzwerk geformt,
und das so geformte Walzmaterial wird dann einem Warmwalzen unterzogen.
Wenn das Walzmaterial einem Warmwalzen unterzogen wird, kann das
Walzmaterial einmal gekühlt
und vor dem Walzen auf eine Temperatur von nicht mehr als 1200°C erneut
erhitzt werden. Alternativ kann das Walzmaterial einem direkten
Walzen oder Hot Charge Rolling (HCR) unterzogen werden. Außerdem kann
der durch kontinuierliches Gießen
gegossene Walzblock direkt einem Warmwalzen unterzogen werden, das
beispielsweise als kontinuierliches Gießverfahren eines dünnen Walzblocks
durchgeführt
werden kann. Wenn das Walzmaterial vor dem Walzen erneut erhitzt
wird, wird es vorteilhafterweise auf eine niedrige Temperatur von
nicht mehr als 1200°C
erhitzt, um ein Größerwerden
der Körner
zu verhindern. Wenn das Walzmaterial einem direkten Walzen unterzogen
wird, ist es günstig,
das Walzen nach dem Abkühlen
des Materials auf eine Temperatur von nicht mehr als 1200°C zu beginnen,
um ein Kornwachstum während
des Warmwalzens zu unterdrücken.
Die günstige
Blockheiztemperatur beträgt
nicht mehr als 1150°C,
damit das Verhältnis des
durchschnittlichen Ferritkorndurchmessers dm (μm) zum durchschnittlichen Korndurchmesser
ds (μm)
der Sekundärphase
die Beziehung: 0,3 < dm/ds < 3 erfüllt. Außerdem beträgt die bevorzugte
Blockheiztemperatur nicht mehr als 1100°C, um die Körner der zweiten Phase in einem
Inselzustand zu verteilen. In jedem Fall wird die Untergrenze der
Heiztemperatur des Walzmaterials so bestimmt, dass sichergestellt
wird, dass die gewünschte
Fertigwalztemperatur beibehalten werden kann, und die Untergrenze
beträgt
derzeit typischerweise etwa 900°C.
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Die
Warmwalzbedingungen sind die wichtigsten Faktoren gemäß der Erfindung.
Das heißt,
es ist wichtig, dass das Warmwalzen als Reduktionsverfahren unter
dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen mittels Reduktionsdurchläufen von
nicht weniger als fünf
Walzgerüsten
durchgeführt
wird, um eine Struktur mit einem durchschnittlichen Ferritkorndurchmesser
von weniger als 2 μm
zu erhalten, wobei das Seitenverhältnis der Ferritkörner weniger
als 1,5 beträgt
und das Verhältnis
des durchschnittlichen Ferritkorndurchmessers dm (μm) zum durchschnittlichen
Korndurchmesser ds (μm)
der Sekundärphase
die Beziehung: 0,3 < dm/ds < 3 erfüllt.
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Es
ist wirksam, das Walzmaterial einer Reduktion unter dynamischen
Austenit-Rekristallisationsbedingungen durch kontinuierliche Reihen
von nicht weniger als fünf
Walzgerüsten
zu unterziehen, um eine Temperaturabnahme des Walzmaterials während des
Fertigwalzens möglichst
stark zu verhindern. Im Falle des Fertigwalzens beträgt die Differenz
der Stahlblechtemperatur zwischen der Eingangsseite des ersten Walzgerüsts und
der Ausgangsseite des letzten Walzgerüsts der Warmwalzanlage vorzugsweise
nicht mehr als 60°C
und noch besser nicht mehr als 30°C.
Die im vorhergehenden genannte kontinuierliche Reihe von nicht weniger als
fünf Walzgerüsten betrifft
die Walzgerüste,
die die Walzmaterialien tatsächlich
reduzieren. Daher ist es beispielsweise möglich, ein nicht-reduzierendes
Walzgerüst
zwischen den tatsächlich
reduzierenden Walzgerüsten
anzuordnen. Wenn das Warmwalzen unter den dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen
bei dem im stromabwärtigen
Teil der Walzgerüste
enthaltenen Fertigwalzen durchgeführt wird, ist es für den Zweck,
das gewünschte
Seitenverhältnis
des Stahlblechs zu erhalten, günstig,
wenn eine Reduktion unter den dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen
auch durch das letzte Walzgerüst
der Warmwalzanlage durchgeführt
wird. Zusätzlich
zum Zweck des positiven Erreichens der Reduktion unter den dynamischen
Austenit-Rekristallisationsbedingungen ist es günstig, die Reduktion bei einer
Temperatur unmittelbar oberhalb des Ar3-Transformationspunkts
durchzuführen.
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Wenn
das Material unter dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen
reduziert wird, ist eine große
Reduktion unnötig
und unerwünscht,
da das Seitenverhältnis
der Körner
durch eine große
Reduktion schlechter wird. Eine ausreichende Walzreduktion beträgt maximal
20%. Die Untergrenze der Walzreduktion gemäß der Erfindung ist nicht beschränkt, sofern
die dynamische Austenit-Rekristallisation erreicht wird, obwohl
eine Walzreduktion von nicht geringer als 4 bevorzugt ist.
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Wenn
die dynamischen Austenit-Rekristallisationsbedingungen eine höhere Temperatur
als das Fertigwalzen umfassen, ist es möglich, das dynamische Austenit-Rekristallisationswalzen
vom stromabwärtigen Teil
des Vorwalzens bis zum stromaufwärtigen
Teil des Fertigwalzens durchzuführen.
Die bevorzugten Reduktionsbedingungen sind die gleichen wie die
Reduktion beim Fertigwalzen im stromabwärtigen Teil der Walzgerüste.
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Das
im vorhergehenden genannte Fertigwalzen kann durch eine übliche Fertigwalzanlage
unter Bedingungen, bei denen die Temperaturabnahme des Stahlblechs
und der Walzanlage während
des Warmwalzens minimiert sind, durchgeführt werden. Jedoch ist es günstig, zwischen
den Fertigwalzwalzgerüsten
zum Erhitzen des Walzmaterials oder der Reduktionswalzen Heizmittel
bereitzustellen und dadurch eine Temperaturabnahme des Walzmaterials
während
des Fertigwalzens leicht zu verhindern.
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Beispiele
für die
Heizmittel sind in 2a und 2b ge zeigt.
Eine in 2a gezeigte Hochfrequenzheizvorrichtung
dient zum Erhitzen des Stahlblechs durch einen aufgrund eines an
das Stahlblech angelegten wechselnden Magnetfelds induzierten Strom.
Das Heizmittel gemäß der Erfindung
ist nicht auf die in 2a angezeigte Hochfrequenzheizvorrichtung
beschränkt,
und es ist die Verwendung einer wie in 2b gezeigten
elektrischen Heizvorrichtung zum Erhitzen der Walzen oder einer
Heizvorrichtung, durch die elektrischer Strom direkt an das Walzmaterial
angelegt wird, möglich.
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Hierbei
ist es während
des Warmwalzens möglich,
die Walzmaterialien unter Applikation eines Gleitmittels zu reduzieren.
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Das
Stahlblech, das dem oben genannten Fertigwalzen unterzogen wurde,
wird zu einer Rolle aufgewickelt. Die Aufwickeltemperatur und Aufwickelgeschwindigkeit
sind nicht beschränkt
und sie können
im Hinblick auf die gewünschten
Eigenschaften des Stahlblechs bestimmt werden. Wenn die Herstellung
eines Verbundstrukturstahlblechs, wie DP-Stahl oder TRIP-Stahl,
notwendig ist, kann das Stahlblech mit der gewünschten Verbundstruktur unter
Bedingungen erhalten werden, bei denen das Stahlblech rasch gekühlt und
aufgewickelt wird, so dass die Kühlkurve
in dem Transformationsdiagramm von kontinuierlichem Glühen die
Ferritregion in deren Nasenteil und auch die Martensit- oder Bainitregion
durchläuft.
Andererseits kann, wenn die Herstellung eines Stahls aus nur Ferrit
oder eines Stahlblechs, das eine Struktur aus Ferrit und einer kleinen Menge
Perlit oder Zementit umfasst, notwendig ist, das Stahlblech mit
der gewünschten
Struktur unter Bedingungen erhalten werden, bei denen das Stahlblech
so warmgewalzt, gekühlt
und aufgewickelt wird, dass die Kühlkurve in dem Transformationsdiagramm
von kontinuierlichem Glühen
den Bereich, in dem eine Sekundärphase
produziert wird, nicht durchläuft.
Außerdem
ist es, wenn die Herstellung eines Stahlblechs mit einer Struktur,
in der die Körner
der Sekundärphase
in einem Inselzustand verteilt sind, d.h. weniger als 10% der Körner der
Sekundärphase
von benachbarten Körnern
der Sekundärphase
mit einem Abstand, der geringer als das Zweifache des Kornradius
der Sekundärphase
ist, beabstandet sind, notwendig ist, günstig, wenn die Walzblockheiztemperatur
nicht mehr als 1100°C
beträgt,
das Kühlen
beginnt, sobald das Walzen beendet ist, und die Kühlgeschwindigkeit
nicht weniger als 30°C/s
beträgt.
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Ferner
ist es, um das gemäß der Erfindung
hergestellte Stahlblech mit ultrafeinen Körnern zu erhalten, günstig, ein
Kühlen
unmittelbar nach dem Fertigwalzen durchzuführen, wodurch verhindert wird,
dass die Körner
größer werden.
Eine stärker
bevorzugte Bedingung bei raschem Kühlen ist das Durchführen des
Kühlens innerhalb
von nicht mehr als 0,5 s nach dem Fertigwalzen mit einer Kühlgeschwindigkeit
von nicht weniger als 30°C/s.
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Das
Stahlblech, das die Bedingungen des Ferritkorndurchmessers und des
Seitenverhältnisses
gemäß der Erfindung
erfüllt,
kann nicht nur als warmgewalztes Stahlblech für verschiedene Verwendungszwecke,
sondern auch als Ausgangsmaterial für ein kaltgewalztes Stahlblech
verwendet werden. Das kaltgewalzte Stahlblech gemäß der Erfindung
umfasst feine und homogene Körner,
so dass es als Stahlblech mit verbesserter Formbarkeit, das durch
einen hervorragenden r-Wert gekennzeichnet ist, verwendbar ist.
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Zur
Herstellung eines derartigen, gemäß der Erfindung hergestellten
kaltgewalzten Stahlblechs wird ein warmgewalztes Stahlblech einem
Kaltwalzen unter einer Reduktion von 50 bis 90% und einem anschließenden Glühen bei
einer Tempera tur im Bereich von 600°C bis zum Ac3-Transformationspunkt
unterzogen. Wenn die Walzreduktion weniger als 50% beträgt, wird
eine hervorragende Formbarkeit kaum erhalten. Andererseits ist,
wenn die Walzreduktion mehr als 90% beträgt, die Wirkung der Verbesserung
der Eigenschaften gesättigt.
Wenn die Glühtemperatur
weniger als 600°C
oder mehr als der Ac3-Transformationspunkt
beträgt, kann
in keinem Fall eine hervorragende Formbarkeit erhalten werden. Nach
dem Glühen
kann ein rasches Kühlen,
dem eine Überalterungsbehandlung
folgt, durchgeführt
werden. Auch ist es möglich,
nicht nur ein kontinuierliches Glühen, sondern auch ein Kastenglüchen anschließend an
das Aufwickeln durchzuführen.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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1 ist
ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem durchschnittlichen
Ferritkorndurchmesser und den mechanischen Eigenschaften verschiedener
warmgewalzter Stahlbleche zeigt;
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2 sind erklärende Darstellungen, die Beispiele
für das
Stahlblechheizmittel in der Fertigwalzanlage zeigen;
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3 ist
eine erklärende
Darstellung, die das Messverfahren der Vergrößerungsrate zeigt; und
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4 ist
eine erklärende
Darstellung, die die Beziehung zwischen dem S-Gehalt des Stahlblechs
und der Vergrößerungsrate
zeigt.
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Beste Art und Weise zur
Durchführung
der Erfindung
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Beispiel 1
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Stahlmaterialien
mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammen setzungen wurden unter den
in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen erhitzt und warmgewalzt, wobei
warmgewalzte Stahlbleche erhalten wurden. Jedes Stahlmaterial wurde
innerhalb von nicht mehr als 0,3 s nach dem Warmwalzen einem Kühlen mit
einer Kühlgeschwindigkeit
von 50°C/s
unterzogen. Das in Tabelle 1 gezeigte Stahlmaterial B wurde durch
Warmwalzen unter Applikation eines Gleitmittels reduziert. Die mechanischen
Eigenschaften des warmgewalzten Stahlblechs sind in Tabelle 3 gezeigt.
Diese warmgewalzten Stahlbleche wurden unter den in Tabelle 4 gezeigten Bedingungen
weiter kaltgewalzt und geglüht.
Die mechanischen Eigenschaften der kaltgewalzten Stahlbleche sind
ebenfalls in Tabelle 4 gezeigt. Die Zugfestigkeit des warmgewalzten
Stahlblechs gemäß der Erfindung
beträgt
in allen Fällen
nicht weniger als 40 kgf/mm2. Wie klar aus
Tabelle 3 ersichtlich ist, zeigen die gemäß der Erfindung hergestellten
Stahlprodukte mit einer Struktur, in der der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser weniger
als 2 μm
beträgt,
hervorragende Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit/Dehnung-Balance,
Beständigkeitsverhältnis, Brennhärtung und
Zähigkeit
und eine geringere Anisotropie im Vergleich mit dem Vergleichsstahl.
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Beispiel 2
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Warmgewalzte
Stahlbleche mit einer Struktur, in der der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser
7 μm (Korndurchmesserbereich
6,0 bis 8,0 μm)
und weniger als 2 μm
(Korndurchmesserbereich 0,7 bis 1,0 μm) beträgt, wurden aus dem Material
mit einer Zusammensetzung C: 0,06 Gew.-%, Si: 0,9 Gew.-%, Mn: 1,3
Gew.-%, P: 0,01 Gew.-% und S: Variation im Bereich von 0,0008 bis
0,006 Gew.-% hergestellt. Die Sekundärphase der Stahlbleche war
Perlit, und die Verhältnisse
des durchschnittlichen Ferritkorndurchmessers zum durchschnittlichen
Korndurchmesser der Sekundärphase
betrugen 0,5 bis 2, wenn der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser
2 μm beträgt, und
0,1 bis 4, wenn der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser 7 μm beträgt. Die
warmgewalzten Stahlbleche mit einer Struktur, in der der durchschnittliche
Ferritkorndurchmesser weniger als 2 μm beträgt, wurden durch das Verfahren
gemäß der Erfindung
hergestellt. Von den gemäß der Erfindung
hergestellten Stahlblechen wurden zwei Gruppen durch Steuerung der
Walzblockheiztemperatur und dgl. hergestellt. Eine Gruppe besitzt
die Sekundärphase,
in der weniger als 10% der Körner
die Beziehung erfüllen,
dass sie von dem nächsten
Korn in einer Menge von weniger als dem Zweifachen des Radius des
Korns in der Sekundärphase
beabstandet sind. Eine andere Gruppe besitzt die Sekundärphase,
in der 10 bis 30% der Körner die
Beziehung erfüllen,
dass sie von dem nächsten
Korn mit einer Menge von weniger als dem Zweifachen des Radius beabstandet
sind. Diese warmgewalzten Stahlbleche wurden einer Messung der Vergrößerungsrate unterzogen,
wobei wie in 3 gezeigt ist, Proben mit einem
Durchmesser von 20 mm ⌀ (d0) durch Stanzen aus einem Stahlblech ausgeschnitten
wurden und dann mit einem konischen Dorn mit einem Öffnungswinkel von
60° bis
zur Bildung eines Risses vergrößert wurden,
um anschließend
das (d – d0)/d0-Verhältnis zu
berechnen.
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4 zeigt
die Beziehung zwischen dem S-Gehalt des Stahlblechs und der Vergrößerungsrate.
Die Kurve A in 4 zeigt die Gruppe mit einem
durchschnittlichen Ferritkorndurchmesser von weniger als 2 μm, einem
Seitenverhältnis
von 1,3 und dm/ds = 1,8, wobei der Anteil der Sekundärkörner, die
von dem nächsten Korn
mit einer Menge von weniger als dem Zweifachen des Radius beabstandet
sind, nicht mehr als 10% (durchschnittlich 8%) beträgt. Die
Kurve B in 4 zeigt die Gruppe mit einem
durchschnittlichen Ferritkorndurchmesser von weniger als 2 μm, einem
Seitenverhältnis
von 1,3 und dm/ds = 1,8, wobei die Rate der Sekundärkörner, die
von dem nächsten
Korn mit einer Menge von weniger als dem Zweifachen des Radius beabstandet
sind, 10 bis 30% (durchschnittlich 23%) beträgt. Die Kurve C in 4 zeigt
die Gruppe mit einem durchschnittlichen Ferritkorndurchmesser von
7 μm und
einem Seitenverhältnis
von 2,5. Die Gruppen A und B sind gemäß der Erfindung hergestellte
Stahlbleche, während
die Gruppe C Vergleichsstähle
sind.
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Wie
aus 4 ersichtlich ist, zeigen die gemäß der Erfindung
hergestellten Stähle
eine hervorragende Eigenschaft der Vergrößerungsrate. Insbesondere wird,
wenn der S-Gehalt auf nicht mehr als 0,002 Gew.-% vermindert ist,
eine weiter verbesserte Eigenschaft erhalten. Die Vergrößerungsrate
kann weiter verbessert werden, wenn die Körner der zweiten Phase in einem
Inselzustand verteilt sind. Daher ist das gemäß der Erfindung hergestellte
warmgewalzte Stahlblech für
die Verwendungszwecke, in denen eine hervorragende Vergrößerungseigenschaft
erforderlich ist, wie für
Kraftfahrzeugräder
und dgl., geeignet.
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Beispiel 3
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[TEXT
FEHLT]
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sammensetzungen
wurden unter den in Tabelle 6 gezeigten Bedingungen erhitzt und
warmgewalzt, wobei warmgewalzte Stahlbleche erhalten wurden. Während des
Warmwalzens wurde das dynamische Austenit-Rekristallisationswalzen
von dem stromabwärtigen
Teil des Vorwalzens bis zum stromaufwärtigen Teil des Fertigwalzens
durchgeführt.
Jedes Stahlmaterial wurde einem Kühlen innerhalb von nicht mehr
als 0,3 s nach dem Warmwalzen mit einer Kühlgeschwindigkeit von 50°C/s unterzogen.
Die in Tabelle 6 gezeigten Stahlmaterialien C (Nr. 6, 7) wurden
durch Warmwalzen unter Applikation eines Gleitmittels reduziert.
Die mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten Stahlblechs sind
in Tabelle 7 gezeigt. Das warmgewalzte Blech des Stahls B (Nr. 4,
5) und Stahls D (Nr. 8, 9) wurde mit einer Reduktion von 75 kaltgewalzt
und bei 750°C geglüht. Die
mechanischen Eigenschaften der kaltgewalzten Stahlbleche sind ebenfalls
in Tabelle 7 gezeigt. Die Probe Nr. 8 (Stahl D) wurde auf 1000°C erhitzt
und dann bei 800 °C
mit einer Reduktion von 80°C
warmgewalzt, anschließend
mit Luft auf 600°C
gekühlt
und erneut auf 850°C
erhitzt und dann einem Warmwalzen bei der gleichen Temperatur von
850°C und
mit einer Reduktion von 90% unterzogen, bevor sie luftgekühlt wurde.
Der Anteil der Sekundärphase
des durch das oben genannte Herstellungsverfahren erhaltenen Stahlblechs
lag im Bereich von 3 bis 30%. Wie aus Tabelle 7 klar ersichtlich
ist, zeigen die Stahlmaterialien gemäß der Erfindung mit einer Struktur,
in der der durchschnittliche Ferritkorndurchmesser weniger als 2 μm beträgt, im Vergleich
zu dem Vergleichsstahl hervorragende Festigkeit/Dehnung-Balance.
Insbesondere zeigt, wenn das dm/ds-Verhältnis so gesteuert wird, dass
es im Bereich von mehr als 0,3 bis weniger als 3 gemäß der Erfindung
liegt, das Stahlblech weiter verbesserte Eigenschaften hinsichtlich
Beständigkeitsverhältnis, Brennhärtung und
Zähigkeit
und geringere Anisotropie.
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Gewerbliche
Verwendbarkeit
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Die
Erfindung stellt ein warmgewalztes Stahlblech mit verbesserter Formbarkeit
und ein Ausgangsmaterial für
ein kaltgewalztes Stahlblech mit ultrafeinen Ferritkörnern mit
einem durchschnittlichen Durchmesser von weniger als 2 μm bereit.
Das gemäß der Erfindung
hergestellte Stahlblech zeigt hervorragende mechanische Eigenschaften
und geringere Anisotropie und kann mit üblichen Warmbandmahlwerken
ohne weiteres hergestellt und in vorteilhafter Weise für gewerbliche
Zwecke verwendet werden.
