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Hintergrund der Erfindung
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1. Gebiet der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft warmgewalzte Stahlbleche, die für automobile
Fahrzeuge, Haushaltsgeräte,
mechanische Anordnungen und Baumaterialien geeignet sind. Insbesondere
betrifft die Erfindung ein warmgewalztes Stahlblech, das warmgewalzt
ultrafein in seinem Korngefüge
ist und keine gesonderte Wärmebehandlung
benötigt,
sehr duktil und zäh
ist und eine überlegene
Festigkeit-Dehnungsbalance aufweist und ferner weniger anisotrop
in Bezug auf die mechanischen Eigenschaften ist, insbesondere in
Bezug auf Duktilität.
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Der
Begriff „ultrafeines
Korngefüge", wie hierin verwendet,
bezeichnet eine Kristallstruktur, die aus einer primären Phase
(normalerweise eine Ferritphase) zusammengesetzt ist, die durchschnittliche
Kristallkorngröße (nachstehend
als „durchschnittliche
Korngröße" bezeichnet) davon
ist bis zu 3,4 μm.
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2. Beschreibung der verwandten
Technik
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Von
Stahlmaterialien, die für
automobile Fahrzeuge, Haushaltsgeräte, mechanische Anordnungen und
Baumaterialien verwendet werden, wird verlangt, dass diese überlegenen
mechanischen Eigenschaften, wie beispielsweise Festigkeit, Formbarkeit
und Zähigkeit
aufweisen. Strukturell feine Körner
weisen den Vorteil auf, dass sie in der Lage sind, die oben erwähnten mechanischen
Eigenschaften als Ganzes zu verbessern. So sind mehrere Verfahren
zum Herstellen von Stahlmaterialien mit feinen Korngefügen vorgeschlagen
worden.
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Was
hochfesten Stahl betrifft, ist der Fokus der Aufmerksamkeit vor
kurzem auf ein hochfestes Stahlblech gerichtet worden, welches eine
zweckmäßige Balance
zwischen niedrigen Kosten und hohe funktionale Eigenschaften bereitstellen
konnte. Außerdem
benötigt
ein Stahlblech, das in Kraftfahrzeugen eingesetzt wird, hervorragenden
Schlagbiegewiderstand, zusätzlich
zu hoher mechanischer Festigkeit, so dass die Passagiere im Falle
einer Kollision eines Fahrzeuges geschützt werden. Deshalb ist es
wichtig, den hochfesten Stahl so zu verarbeiten, dass er ein feines
Korngefüge
aufweist, um zu verhindern, dass sich der Stahl in Bezug auf die Duktilität, Zähigkeit
und das Dauerfestigkeitsverhältnis
verschlechtert, wenn Stahl hochfest gemacht wird.
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Als
Mittel für
die Herstellung von feinen Korngefügen sind hohes Reduktionswalzen,
kontrolliertes Walzen und kontrollierte Abkühlung bekannt.
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Typisches
hohes Reduktionswalzen ist beispielsweise in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung
Nr. 58-123823 und japanischen geprüften Patentveröffentlichung
Nr. 5-65564 offenbart. Die Mechanismen der strukturbedingten Kornfeinung,
wie in diesen beiden Veröffentlichungen
beschrieben, beabsichtigen die Anwendung von hoher Reduktion an
den Austenitkörnern,
so dass die Spannungs-veranlasste γ zur α Umwandlung beschleunigt wird.
Diese Verfahren sind zum Erzielen der feinen Korngefüge bis zu
einem gewissen Maß fähig. Sie
sind aber unvollkommen, da sie mittels eines herkömmlichen
Warmwalzgerüsts
schwer durchführbar
sind, da eine warme Reduktion von nicht weniger als 40% per Durchlauf
notwendig ist. Ein weiteres Problem ist, dass die daraus resultierenden
mechanischen Eigenschaften anisotrop sind, da die Körner aufgrund
der hohen Reduktionswalzung abgeflacht sind oder da die Absorption
der Bruchenergie aufgrund von Korntrennung verringert ist.
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Ein
Beispiel, das von dem Gebrauch von kontrollierten Walzen und kontrolliertem
Abkühlen
resultiert, ist ein mittels Ausscheiden verstärktes Stahlblech, das Nb oder
Ti enthält.
Dieses Stahlblech wird dadurch erzielt, dass es hochfest unter Verwendung
der Ausscheidungsverfertigung mittels Nb oder Ti gemacht wird und dadurch,
dass es bei einer niedriger Temperatur unter Verwertung von Rekristallisationsverhinderung
in Austenitkörner
bereitgestellt von Nb oder Ti fertiggewalzt wird, resultierend in
feinen Ferritkörnern
durch die Spannungsveranlasste γ zur α Umwandlung
von nicht rekristallisierten deformierten Austenitkörnern. Ein
solches Stahlblech weist jedoch das Problem auf, dass die mechanischen
Eigenschaften sehr anisotrop sind. Im Hinblick auf ein Stahlblech,
das für
Fahrzeuge verwendet wird und beispielsweise Druckverformung unterworfen wird,
wird die kritische Formbarkeit durch das Niveau der Eigenschaften
in der am wenigstens gedehnten Richtung des Stahlbleches be stimmt.
Somit kann ein sehr anisotropes Stahlblech in einigen Fällen nie
die charakteristischen Eigenschaften von strukturell feinen Körnern aufweisen.
Ein ähnliches
Argument trifft auch auf mechanische Anordnungen zu, d. h. ein anisotropes
Stahlblech veranlasst Zähigkeit
und Dauerfestigkeit sehr anisotrop zu sein, und beide dieser mechanischen
Eigenschaften sind wichtig für
solche mechanischen Strukturen. Infolgedessen weist dieses häufig nicht
die Eigenschaften der strukturell feinen Körner auf.
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In
der japanischen ungeprüften
Patentveröffentlichung
Nr. 2-301540 ist ein Stahlgefüge
offenbart, welches hauptsächlich
aus isotropen Ferritkörnern
besteht, die eine durchschnittliche Korngröße von nicht mehr als 5 μm aufweisen.
Solche Stahlgefüge
werden dadurch hergestellt, dass ein Ausgangsstahlmaterial vorbereitet
wird, das Ferrit an mindestens einem Teil des Stahls hat, dass das
Stahlmaterial unter Hinzufügung
von plastischer Verformung auf eine Temperaturregion nicht weniger
als der kritische Punkt (Ac1 Punkt) erwärmt wird,
oder dass das Stahlmaterial in einem Temperaturbereich von nicht
weniger als der Ac1 Punkt für eine bestimmte
Zeit im Nachgang zu der oben genannten Erwärmung gehalten wird, damit
das Stahlmaterial strukturell teilweise oder insgesamt in Austenit
rück-umgewandelt
wird, um ultrafeine Austenitkörner
bereitzustellen, wobei das eben behandelten Stahlmaterials danach
abgekühlt
wird. In dieser Veröffentlichung
werden die Ferrit-Körner,
die von umgewandelten Austenit gebildet sind, als isotrope Ferritkörner bezeichnet,
welche von nicht isotropen Ferrit zu unterscheiden sind, wie Perlit,
Bainit oder Martensit. Jedoch kann auch durch Verwendung dieses
konventionellen Verfahrens Anisotropie nicht beseitigt werden.
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Vor
kurzem ist strukturbedingte Kornfeinung durchgeführt worden, indem man Austenitkörner vor
dem Warmwalzen extrem fein ließ,
gefolgt vom Walzen und strukturbedingter Kornfeinung mit dem Gebrauch
von dynamischer Rekristallisation und kontrolliertem Abkühlen. Beispielhafte
Verfahren sind beispielsweise in den japanischen ungeprüften Patentveröffentlichungen
Nrn. 9-87798, 9-143570 und 10-8138 offenbart.
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Die
japanische ungeprüfte
Patentveröffentlichung
Nr. 9-87798 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten
warmgewalzten Stahlblechen mit nicht weniger als 75%, bezogen auf
das Volumen, von polygonalem Ferrit mit einer durchschnittlichen
Korngröße von weniger
als 10 μm
und 5 bis 20%, bezogen auf das Volumen, von Restaustenit. Dieses
Verfahren umfasst: Erwärmen
einer Bramme bei 950 bis 1100°C,
die Bramme enthält
1,0 bis 2,5%, bezogen auf das Gewicht, an Mn oder nicht mehr als
2,5%, bezogen auf das Gewicht, an Mn und 0,05 bis 0,3%, bezogen
auf das Gewicht, an Ti oder 0,05 bis 0,3%, bezogen auf das Gewicht,
an Ti und nicht mehr als 0,3%, bezogen auf das Gewicht, an Nb; Warmwalzen
der Bramme bei zumindest zwei Durchläufen bei einer Reduktion von
nicht weniger als 20% per Durchlauf; Warmwalzen der Bramme bei einer Endwalztemperatur
von nicht niedriger als die Ar3 Umwandlungstemperatur;
Abkühlen
des warmgewalzten Stahlstreifens unter einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht
weniger als 20°C/Sek.;
und Aufwickeln des resultierenden Stahlstreifens bei einer Temperatur
von 350 bis 550°C,
um das erwünschte
Stahlblech zu erhalten.
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Die
japanische ungeprüfte
Patentveröffentlichung
Nr. 9-143570 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten
warmgewalzten Stahlbleches mit nicht weniger als 80%, bezogen auf
das Volumen, an Ferrit mit einer durchschnittlichen Korngröße von weniger
als 10 μm.
Dieses Verfahren umfasst: Erwärmen
von Stahl bei 950 bis 1100°C,
die Bramme enthält
entweder eines oder beide von 0,05 bis 0,3%, bezogen auf das Gewicht,
an Ti und nicht mehr als 0,10%, bezogen auf das Gewicht, an Nb;
Wenigstens zweimaliges Warmwalzen des Stahls bei einer Reduktion
von nicht weniger als 20% per Durchlauf; Warmwalzen des Stahls bei einer
Endwalztemperatur von nicht weniger als die Ar3 Umwandlungstemperatur;
Abkühlen
des warmgewalzten Stahlstreifens unter einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht
weniger als 20°C/Sek.
von dem Ar3 Punkt bis 750°C; Beibehalten
des abgekühlten
Stahlstreifens in einem Temperaturbereich unterhalb von 750°C bis 600°C für 5 bis
20 Sekunden und erneutes Abkühlen
des warmen Stahlstreifens auf eine Temperatur von nicht mehr als
550°C bei
einer Abkühlgeschwindigkeit
von nicht weniger als 20°C/Sek.;
und Aufwickeln des resultierenden Stahlstreifens bei einer Temperatur
von nicht höher
als 550°C,
um das erwünschte
Stahlblech zu erhalten.
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Die
japanische ungeprüfte
Patentveröffentlichung
Nr. 10-8138 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten
warmgewalzten Stahlbleches, das Ferrit und Restaustenit enthält. Dieses
Verfahren umfasst: Erwärmen
einer Bramme bei 950 bis 1100°C,
die Bramme enthält
nicht mehr als 1,0%, bezogen auf das Gewicht, an Mn und 0,05 bis
0,30%, bezogen auf das Gewicht, an Ti oder Nb teils oder insgesamt
ersetzt von Ti und in einer Menge von zweimal der von Ti; Wenigstens
zweimaliges Warmwalzen der Bramme bei einer Reduktion von nicht
weniger als 20% per Durchlauf; Warmwalzen der Bramme bei einer Endwalztemperatur
von nicht weniger als die Ar3 Umwandlungstemperatur;
Abkühlen
des warmgewalzten Stahlstreifens unter einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht
weniger als 20°C/Sek.;
und Aufwickeln des resultierenden Stahlstreifens bei 350 bis 550°C, um das
erwünschte
Stahlblech zu erhalten.
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Die
Methoden, die in den japanischen ungeprüften Patentveröffentlichungen
Nrn. 9-87798, 9-143570 und
10-8138 offenbart sind, haben als Hauptziel, Stahlbleche mit feinem
Komgefüge
bereitzustellen. So eine Methode stellt ein Stahlblech mit einer
durchschnittlichen Korngröße von ungefähr 3,6 μm und mit
verbesserter Festigkeit und Duktilität zur verfügung. Jedoch ist dieses Stahlblech
nicht akzeptabel im Hinblick auf die Anisotropie seiner mechanischen
Eigenschaften und insbesondere Formbarkeit, wenn dieses für Fahrzeuge
verwendet wird, und folglich wird verlangt, dass die Anisotropie
viel geringer ist.
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Infolgedessen
besteht ein Bedarf an einem warmgewalzten Stahlblech mit einem ultrafeinen
Korngefüge,
verringerter Anisotropie und hoher Formbarkeit.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Zur
Lösung
der vorerwähnten
Probleme der konventionellen Verfahren ist es eine Aufgabe der vorliegenden
Erfindung, ein warmgewalztes Stahlblech bereitzustellen, welches
mittels eines üblichen
Warmwalzgerüsts
einfach herzustellen ist, ultrafein in seinem Korngefüge, weniger
anisotrop in Bezug auf die mechanischen Eigenschaften, insbesondere
Duktilität
und in hohem Grade formbar ist.
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Um
die obige Aufgabe zu lösen,
haben die gegenwärtigen
Erfinder intensive Untersuchungen durchgeführt und haben herausgefunden,
dass die konventionellen Verfahren für strukturbedingte Kornfeinung,
auf Kornfeinung für
nur eine primäre
Phase abzielen, d. h. Ferrit, aber keine Überlegungen für die Verteilung
der sekundären
Phase vorgelegt worden sind. In einem Stahlblech, das mittels den
herkömmlichen
Verfahren für strukturbedingte
Kornfeinung hergestellt wird, ist die sekundäre Phase in einer band- oder
klumpartigen Form verteilt. Unter An nahme, dass diese Verteilung
der sekundären
Phase das resultierende Stahlblech sehr anisotrop, beispielsweise
im Hinblick auf die Duktilität
machen würde,
was schließlich
zur Verschlechterung der Formbarkeit, wie Pressen führt oder
während
Dehnungsbördeln
(stretch flanging) Bruch verursacht, sind die gegenwärtigen Erfinder
darauf gestoßen,
dass es vorteilhaft wäre,
die sekundäre
Phase in feine und insulare Form zu verteilen.
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Die
gegenwärtigen
Erfinder haben weitere Forschungen auf Verfahren zum Verteilen der
sekundären Phase
in feine und insulare Form durchgeführt, zusätzlich zur Kornfeinung der
primären
Phase. Das Verfahren, das von den gegenwärtigen Erfindern erfunden wurde,
ist das Durchführen
von geringerer Reduktion als in herkömmlichen Kornfeinungsverfahren
während
des Warmwalzens in einem Austenitbereich (γ) in einer Niedrigtemperaturregion
einer dynamischen Rekristallisationstemperatur. Spezifischer, γ-Körner werden
sofort nach dem Walzen mittels der geringen Reduktion zurück gewonnen
und in einer Niedrigtemperaturregion einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
rekristallisiert, so dass die γ-Körner fein
gemacht werden können
und Ferrit-Körner,
gebildet durch γ zu α Umwandlung
der γ-Körner, auf
eine Körngröße von nicht
weniger als 2 μm aber
bis zu 3,4 μm
vermindert werden können.
Gleichzeitig können
Partikel der sekundären
Phase in feine und insulare Form verteilt werden und im Formverhältnis (aspect
ratio) auch verringert werden. Dies wird genommen um zu zeigen,
dass in Konflikt stehende Eigenschaften wie Festigkeit, Formbarkeit
und Anisotropie in einer ausgeglichenen Weise verbessert werden
können.
Hier bezeichnet ein Partikel der sekundären Phase ein Korn der zweiten
sekundären
Phase oder Körner,
die eine isolierte Anhäufung
bilden.
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Die
vorliegende Erfindung ist auf der Grundlage von den oben genannten
Entdeckungen und weiteren Studien gebildet worden.
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Nach
einem Aspekt der vorliegenden Erfindung, ist ein Stahlblech wie
in Anspruch 1 definiert bereitgestellt, das ein ultrafeines Korngefüge besitzt,
welches Ferrit als eine primäre
und eine sekundäre
Phase umfasst, das Ferrit besitzt eine durchschnittliche Korngröße von nicht
weniger als 2 μm
aber bis zu 3,4 μm,
wobei die sekundäre
Phase eine durchschnittliche Partikelgröße von nicht mehr als 8 μm und ein
Formverhältnis
von nicht mehr als 2,0 besitzt und in nicht weniger als 80% der
sekundären
Phase, der Abstand des Partikels der sekundären Pha se nicht weniger als
die Partikelgröße ist.
Die sekundäre
Phase ist vorzugsweise zumindest eine ausgewählt aus Perlit, Bainit, Martensit
und Abschreckaustenit.
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Das
warmgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung umfasst in Gewichtsprozent
mehr als 0,01 bis 0,3% an C, nicht mehr als 2,0 an Si, nicht mehr
als 3,0% an Mn, nicht mehr als 0,5% an P und 0,03 bis 0,3% an Ti,
optional zumindest eine Komponente ausgewählt aus der Gruppe, die aus
den Komponenten von mindestens einer der folgenden Gruppen A bis
C besteht;
Gruppe A: Nb: nicht mehr als 0,3% und V: nicht mehr
als 0,3%;
Gruppe B: Cu: nicht mehr als 1,0%, Mo: nicht mehr
als 1,0%, Ni: nicht mehr als 1,0%; und Cr: nicht mehr als 1,0%;
und
Gruppe C: Ca, REM und B in einer Gesamtmenge von nicht
mehr als 0,005%;
und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
wobei als eine unvermeidbare Verunreinigung optional Al in einer
Menge von nicht mehr als 0,2%, bezogen auf das Gewicht, vorhanden
ist.
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Nach
einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren
zur Herstellung von solch einem warmgewalzten Stahlblech wie in
Anspruch 3 beansprucht bereitgestellt, das ein ultrafeines Korngefüge aufweist,
das Verfahren umfasst: Wiedererwärmen
eines Ausgangsstahlmaterials bei einer Temperatur von nicht mehr
als 1150°C
oder durch Abkühlen
derselben auf eine Temperatur von nicht mehr als 1150°C; Warmwalzen
des Stahlmaterials bei geringer Reduktion in einer Niedrigtemperaturregion
einer dynamischen Rekristallisationstemperatur von Austenit mit
einer Reduktion von nicht mehr als 18% per Durchlauf, wobei nur
der letzte Walzdurchlauf mit einer Reduktion von 13 bis 30% ausgeführt wird,
und die geringe Reduktion in einer Niedrigtemperaturregion einer
dynamischen Rekristallisationstemperatur zumindest für drei Durchläufe ausgeführt wird;
Endwalzen des gewalzten Stahlmaterials bei einer Temperatur von
nicht weniger als die Ar3 Umwandlungstemperatur;
Abkühlen
des fertiggewalzten Stahlmaterials beginnend innerhalb von 2 Sekunden, vorzugsweise
innerhalb von 1 Sekunde nach Vollendung des Warmwalzens unter einer
Kühlrate
von nicht weniger als 30°C/Sek.,
vorzugsweise auf 350 bis 690°C,
und Aufwickeln bei der Temperatur von 350 bis 600°C.
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Die
Niedrigtemperaturregion einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
bezeichnet hier, vorliegend einen Temperaturbereich innerhalb 80°C, vorzugsweise
innerhalb 60°C
von der unteren Grenze der dynamischen Rekristallisationstemperatur.
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Kurzbeschreibung
der Zeichnungen
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1A und 1B sind schematische Ansichten, die Heizvorrichtungen
zeigen, die für
den Einsatz in der vorliegenden Erfindung geeignet sind. 1A zeigt einen hochfrequenten
Induktionsheizer, welcher ein Stahlblech erwärmt. 1B zeigt elektrische Heizer, welche walzende
Arbeitswalzen erwärmen.
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In
diesen Figuren sind Walzgerüste
mit 1 bezeichnet, Arbeitswalzen mit 2, eine Stützwalze
mit 3, ein zu walzendes Stahlmaterial mit 4, eine
hochfrequente Induktionsheizungseinheit mit 5 und ein elektrischer
Heizer mit 6.
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Beschreibung
der bevorzugten Ausführungsformen
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Das
warmgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden
Erfindung ist für
eine Vielfalt von industriellen Gebieten als weiches Stahlblech,
als ein Stahlblech für
Fahrzeuganordnungen, als hochfestes Stahlblech für Automobile, als ein Stahlblech
für Haushaltsgeräte und als
ein Stahlblech für
mechanische Anordnungen nützlich
angewandt, geeignet.
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Das
obige warmgewalzte Stahlblech umfasst Ferrit als eine primäre Phase
und sekundäre
Phasenpartikel, die anders als Ferrit sind. Das Volumenverhältnis der
primären
Phase, Ferrit, ist vorzugsweise zumindest nicht weniger als 50%
und vorzugsweise nicht weniger als 70%.
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Die
primäre
Phase von Ferrit hat eine durchschnittliche Korngröße (Durchmesser)
von nicht weniger als 2 μm
aber bis zu 3,4 μm.
Wenn die Ferrit-Körner
fein gemacht werden, kann man eine erwünschte Festigkeit erhalten,
auch wenn Legierungskomponenten in geringeren Mengen als in herkömmlichen
hochfesten Stahl hinzugefügt
werden. Zusätzlich
sind andere Eigenschaften als Festigkeit weniger anfällig für Verschlechterungen,
und nachträgliches
Plattieren ist somit zufrieden stellend. Eine durchschnittliche
Korngröße von Ferrit
von weniger als 2 μm
führt jedoch
zu einer zu hohen Fließfestigkeit,
was zur Rückfederung
beim Pressen führt.
Umgekehrt verursacht eine durchschnittliche Korngröße von mehr
als 3,4 μm
einen steilen Abfall der Formbarkeit im Ganzen und ungenügende feine
Kornverstärkung,
was zusätzliche
Mengen von Legierungskomponenten erfordert. Somit ist die durchschnittliche
Korngröße von Ferrit
nicht weniger als 2 μm
aber bis zu 3,4 μm.
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Die
Partikel der sekundären
Phase haben eine durchschnittliche Partikelgröße (Durchmesser) von nicht
mehr als 8 μm
und ein Formverhältnis
von nicht mehr als 2,0. Durchschnittliche Partikelgrößen von
mehr als 8 μm
können
die Zähigkeit
und Duktilität
nicht hinreichend verbessern. Folglich ist die durchschnittliche
Partikelgröße der Partikel
der sekundären
Phase nicht mehr als 8 μm.
Formverhältnisse
von mehr als 2,0 sind für sehr
anisotrope mechanische Eigenschaften verantwortlich, insbesondere
nachteilig bei Walzrichtungen von 45° und 90°. Folglich ist das Formverhältnis der
Partikel der sekundären
Phase nicht mehr als 2,0.
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In
der vorliegenden Erfindung wird die durchschnittliche Korngröße der Ferrit-Körner und
die durchschnittliche Partikelgröße der Partikel
der sekundären
Phase so definiert, wie hierfür üblich, als
eine durchschnittliche Korngröße und eine
durchschnittliche Partikelgröße bestimmt
durch einen Querschnitt in eine Walzrichtung, d. h. der Querschnitt,
welcher parallel zu einer Walzrichtung ist. Das Formverhältnis der
Partikel der sekundären
Phase bedeutet das Verhältnis
zwischen längerem
und kürzerem
Durchmesser eines Partikels der sekundären Phase. Der längere Durchmesser
ist gewöhnlich
in einer Walzrichtung, während
der kürzere Durchmesser
gewöhnlich
in einer Richtung der Dicke ist.
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Die
Korngrößen und
Partikelgrößen, wie
hierin verwendet, sind vorzugsweise die nominellen Größen, die
so ausgedrückt
sind, dass ein Partikelsegment mittels des linearen Scherungsverfahrens
nach JIS G 552 gemessen ist und mit 1,128 multipliziert wird. In
diesem Fall wird Anätzung
der Korngrenzen, vorzugsweise für 15
Sekunden bei Verwendung von ungefähr 5% Salpetersäure in Alkohol
ausgeführt.
Das Formverhältnis
kann auch durch die Bestimmung der Partikelgrößen in zwei Richtungen von
längeren
und kürzeren
Durchmessern erhalten werden.
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Die
Durchschnittliche Korn- und Partikelgröße wird durch Beobachtung des
Stahlgefüges
in den obigen Querschnitt bestimmt, aber ohne einen Abschnitt der
Dicke von 1/10 von der Stahloberfläche bei 5 oder mehr Feldern,
bei einer Vergrößerung von
400 bis 1000 und unter Verwendung eines optischen Mikroskops oder
eines Rasterelektronenmikroskops (REM) und durch die Mittelwertbildung
von jedem der Korngrößen und der
Partikelgrößen, die
man mit dem obigen linearen Scherungsverfahren erhält.
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In
dem warmgewalzten Stahlblech gemäß der vorliegenden
Erfindung ist in nicht weniger als 80% der sekundären Phase
der Abstand des Partikels der sekundären Phase nicht weniger als
die Partikelgröße des Partikels
der sekundären
Phase (oder nicht weniger als 2 mal der Partikelradius). Das heißt, die
Partikel der sekundären
Phase sind in insulare Form verteilt, aber nicht bandartig oder
klumpartig. Wenn das Verhältnis geringer
als 80% ist, sind die resultierenden mechanischen Eigenschaften
sehr anisotrop, so dass gleichmäßige Verformung
beim Umformen nicht eintritt, was eine eingeschnürte (necked) oder faltige (creased)
Oberfläche
verursacht.
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Der
Abstand zwischen den Partikeln der sekundären Phase ist durch die Länge eines
Abschnitts definiert, in welchem eine Linie, die sich zwischen den
Zentren von zwei benachbarten Partikeln der sekundären Phase
erstreckt, die primäre
Phase durchquert. Die Zentren der zwei Partikel der sekundären Phase
können ungefähr positioniert
sein. In der Praxis kann der Abstand direkt von oder durch Abbildung
einer Photographie gemessen werden, die durch ein optisches Mikroskop
oder ein Rasterelektronenmikroskop (REM) aufgenommen wird. Im Fall
von Bildbearbeitung kann der Abstand festgestellt werden, indem
man den Abstand zwischen den Zentren der zwei Partikel der sekundären Phase
misst und indem man den Radius jedes sekundären Phasenpartikels vom oben
genannten Abstand subtrahiert. Bildbearbeitung kann vorzugsweise
durch ein Zweiwert-Verfahren (two-value method) durchgeführt werden,
indem die Partikel der sekundären
Phase monochromatisch von fremden Materien abgesondert werden.
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Wenn
der gemessene Abstand nicht kleiner als die durchschnittliche Partikelgröße der Partikel
der sekundären
Phase ist und wenn der Bereich der sekundären Phase, die einen solchen
Abstand hat, nicht weniger als 80% als der der gesamten sekundären Phase
ist, wird es angesehen, dass der Abstand der Partikel der sekundären Phase
nicht geringer ist als die Partikelgröße in nicht weniger als 80%
der sekundären
Phase und dass die Partikel der sekundären Phase in insulare Form
verteilt sind.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung umfasst die sekundäre
Phase vorzugsweise mindestens eine von Perlit, Bainit, Martensit
und Abschreckaustenit. Obwohl Carbide, Nitride und Sulfide normalerweise
in einigen Mengen vorhanden sind, wirken sie hier als Einschlüsse, außer für eine Zementit-Phase,
und sind nicht in der sekundären
Phase inbegriffen.
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Das
Volumenverhältnis
der Partikel der sekundären
Phase liegt vorzugsweise in einem Bereich von 3 bis 30%. Mit hohen
Volumenverhältnissen
ist es einfach, ein erwünschtes
Niveau für
die Festigkeit der Stahlbleche zu erreichen, Volumenverhältnisse
von mehr als 30% sind aber für
schlechte mechanische Eigenschaften verantwortlich, insbesondere
für nicht
akzeptable Duktilität.
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Geeignete
chemische Zusammensetzungen für
das warmgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden
Erfindung sind unten beschrieben. Wenn nicht anders vermerkt, ist
die Zusammensetzung in Gewichtsprozent ausgedrückt.
C: mehr als 0,01
bis 0,3%
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C
ist eine preiswerte Verstärkungskomponente
und ist in Mengen enthalten, die genügen, um die vorbestimmte erwünschte Festigkeit
eines Stahlbleches zu erfüllen.
Eine Menge an C von nicht mehr als 0,01% führt zu groben Körnern, somit
scheitert das Bereitstellen von Ferrit, das eine durchschnittliche
Korngröße von bis
zu 3,4 μm
gemäß der vorliegenden
Erfindung hat. Eine Menge von C von mehr als 0,3% führt zu verschlechterter
Formbarkeit und Schweißbarkeit.
Somit ist der Gehalt von C in einem Bereich von mehr als 0,01 bis
0,3% und vorzugsweise 0,05 bis 0,2%.
Si: nicht mehr als 2,0%
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Si
ist als eine Komponente zur Festigung einer festen Lösung wirksam,
um die Festigkeits-Dehnungsbalance
zu verbessern und zur Erhöhung
der Festigkeit. Ferner verhindert Si die Formation von Ferrit und
führt zu
einem Gefüge,
das ein erwünschtes
Volumenverhältnis
für die
sekundäre
Phase hat. Eine überhöhte Hinzufügung von
Si hat jedoch einen nachteiligen Einfluss auf Duktilität und Oberflächeneigenschaften.
Somit ist der Gehalt von Si nicht mehr als 2,0%, liegt vorzugsweise
in einem Bereich von 0,01 bis 1,0%, und besonders bevorzugt von
0,03 bis 1,0%.
Mn: nicht mehr als 3,0%
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Mn
reduziert die Ar3 Umwandlungstemperatur
und macht folglich Körner
fein. Ferner erlaubt Mn, dass die sekundäre Phase Martensit und Abschreckaustenit
ist und erhöht
somit die Festigkeit-Duktilitätbalance
und die Festigkeit-Dauerfestigkeitsbalance. Außerdem konvertiert Mn schädlich aufgelöstes S in
unschädliche MnS. Überhöhte Hinzufügung führt zu spröden Stahl
und verschlechtert dadurch die Festigkeit-Duktilitätbalance.
Der Gehalt von Mn ist somit nicht mehr als 3,0%, vorzugsweise nicht
weniger als 0,05% und liegt besonders bevorzugt in einem Bereich
von 0,5 bis 2,0%.
P: nicht mehr als 0,5%
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P
ist nützlich
als eine verstärkende
Komponente und kann in Mengen hinzugefügt werden, die dafür ausreichen,
um die erwünschte
Festigkeit eines Stahlbleches zu erfüllen. Bei erhöhter Hinzufügung Seigert
P in den Korngrenzen, was Sprödigkeit
zur Folge hat. Der Gehalt von P ist somit nicht mehr als 0,5% und
liegt vorzugsweise in einem Bereich von 0,001 bis 0,2%.
Ti:
0,03 bis 0,3%
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Ti
scheidet als TiC aus und macht initiale Austenit-Körner fein
bei einer Erwärmungsphase
des Warmwalzens und veranlasst dynamische Rekristallisation bei
den nachfolgenden Warmwalzphasen. Zu diesem Zweck sind Inhalte von
zumindest nicht weniger als 0,03% notwendig. Bei Ti hinzufügen von
mehr als 0,3%, werden die erwünschten
Vorteile nicht wesentlich verbessert. Der Gehalt von Ti ist somit
in einem Bereich von 0,03 bis 0,3% und liegt vorzugsweise von 0,05
bis 0,20%.
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Zumindest
einen von Nb: nicht mehr als 0,3% und V: nicht mehr als 0,3%.
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Nb
und V bilden beide Carbide und Nitride und machen bei einer Erwärmungsphase
des Warmwalzens initiale Austenit-Körner fein. Wenn diese willkürlich in
Kombination mit Ti benutzt werden, agieren Nb und V in einer wirksamen
Weise um dynamische Rekristallisation zu veranlassen. In Mengen
von mehr als 0,3% werden die erwünschten
Vorteile nicht wesentlich verbessert. Der Inhalt von jedem von Nb
und V ist vorzugsweise nicht mehr als 0,3%. Nb und V werden vorzugsweise
in einer Menge von mehr als 0,001% hinzugefügt.
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Zumindest
einen von Cu: nicht mehr als 1,0%, Mo: nicht mehr als 1,0%, Ni:
nicht mehr als 1,0% und Cr: nicht mehr als 1,0%.
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Cu,
Mo, Ni und Cr werden willkürlich
als verstärkende
Komponenten hinzugefügt.
Erhöhte
Hinzufügung
verschlechtert die Festigkeit-Duktilitätbalance. Somit ist die Menge
von jedem von Cu, Mo, Ni und Cr, die hinzugefügt wird, vorzugsweise nicht
mehr als 1,0%. Um die oben erwähnten
Vorteile zu erhalten, werden diese Komponenten vorzugsweise in einer
Menge von zumindest 0,01% hinzugefügt.
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Zumindest
einen von Cr, REM und B aber in einer Gesamtmenge von nicht mehr
als 0,005%.
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Cr,
REM und B kontrollieren die Form der Sulfide und erhöhen die
Festigkeit in den Korngrenzen mit verbesserter Formbarkeit. Diese
können,
wo erwünscht,
hinzugefügt
werden. Erhöhte
Hinzufügung
hat einen nachteiligen Einfluss auf Reinigungseigenschaften und
Rekristallisationseigenschaften. Die Gehalte von Cr, REM und B sind
somit vorzugsweise insgesamt nicht mehr als 0,005%.
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In
dem warmgewalzten Stahlblech gemäß der vorliegenden
Erfindung ist der Rest außer
die oben erwähnten
Komponenten Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Al
kann hinzugefügt
werden, wenn es zur Reduktion benötigt wird. Der Gehalt von Al
ist vorzugsweise nicht mehr als 0,2% und besonders bevorzugt nicht
mehr als 0,05%.
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Das
Verfahren zur Herstellung des warmgewalzten Stahlbleches gemäß der vorliegenden
Erfindung wird nachfolgend beschrieben.
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Geschmolzener
Stahl, vorbereitet um eine spezifische Zusammensetzung zu haben,
wird durch Block- und Brammen herstellung (ingot making and slabbing)
oder durch Strangguss, zu einem zu walzenden Ausgangsstahlmaterial
(Bramme) geformt. Dieses Stahlmaterial wird warmgewalzt, um ein
warmgewalztes Stahlblech bereit zu stellen.
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Warmwalzen,
wie hierin bezeichnet kann Wiedererwärmungswalzen, indem das Stahlmaterial
nach dem Abkühlen
wiedererwärmt
wird, direktes Belastungswalzen oder warmes Belastungswalzen sein.
Alternativ kann ein kontinuierliches Walzverfahren zur Herstellung
von dünnen
Brammen verwendet werden, in welchem ein fortlaufender Stahlguss
direkt warmgewalzt wird. Im Falle von Wiedererwärmen wird Erwärmen bei einer
Temperatur von nicht mehr als 1150°C durchgeführt, um die initialen Austenit-Körner fein
zu machen. Auch im Falle von direktem Belastungswalzen oder warmen
Belastungswalzen, wird Warmwalzen nach Abkühlen des Stahlmaterials auf
eine Temperatur von nicht mehr als 1150°C initialisiert, um somit dynamische Rekristallisation
zu fördern.
Weil die Endwalztemperatur in der Austenitregion festgelegt ist,
sind die Wiedererwärmungstemperatur
und die direkte Belastungswalz-Initialisierungstemperatur
vorzugsweise nicht geringer als 800°C.
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Während das
Stahlmaterial bei den oben erwähnten
Temperaturen warmgewalzt wird, wird Höhenabnahme für zumindest
drei Durchläufe
in einer Niedrigtemperaturregion des dynamischen Rekristallisationstemperaturbereichs
wiederholt. Durch die Wiederholung der Reduktion in einer Niedrigtemperaturregion
eines dynamischen Rekristallisationstemperaturbereichs werden die
Austenit-Körner
fein gemacht. Da die dynamische Rekristallisation wiederholt vorkommt,
wird Kornfeinung von Austenit erleichtert. Somit wird die Höhenabnahme
für zumindest
drei nacheinander folgenden Durchläufen durchgeführt. Bei
weniger als drei Durchläufen scheitert
das Erreichen von ausreichender Kornfeinung von Austenit, welches
es schwierig macht, Ferrit-Körner,
die eine durchschnittliche Korngröße von bis zu 3,4 μm haben,
bereitzustellen. Zu viele Durchläufe
können zu
extremer Kornfeinung führen,
welches in einer Korngröße von weniger
als 2 μm
resultiert. Somit sind drei oder vier Durchläufe typischerweise angemessen.
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Die
Höhenabnahme
bzw. die warme Reduktion in einer Niedrigtemperaturregion einer
dynamischen Rekristallisationstemperatur wird nicht besonders eingeschränkt, falls
dynamische Rekristallisation eintrifft. Die Reduktion liegt vorzugsweise
in einem Bereich von 4 bis 18% per Durchlauf, außer für den Endwalzdurchlauf in einer
Niedrigtemperaturregion der dynamischen Rekristallisationstemperatur.
Eine Reduktion von weniger als 4% führt nicht zur dynamischen Rekristallisation,
anderseits verursacht eine Reduktion von mehr als 18% sehr anisotrope
mechanische Eigenschaften.
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In
dem Endwalzdurchlauf in der Niedrigtemperaturregion der dynamischen
Rekristallisation ist die warme Reduktion in einem Bereich von 13
bis 30%, um die sekundäre
Phase fein zu machen. Reduktionen von weniger als 13% schaffen es
nicht, eine ausreichend feine sekundäre Phase bereitzustellen. Reduktionen
von mehr 30% produzieren keine besseren Ergebnisse, da hohe Lasten
auf das Walzwerk ausgeübt
werden und die resultierenden mechanischen Eigenschaften sind sehr
anisotrop. Demzufolge liegt die Reduktion besonders bevorzugt in
einem Bereich von 20 bis 30%.
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Der
dynamische Rekristallisationstemperaturbereich wird im Voraus von
dem Verhältnis
zwischen Verformung und Spannung durch Simulation von Walzbedingungen
gemessen. Diese Simulation und Messung von Stahl wird mit einer
Messungsmaschine durchgeführt,
in welcher Temperatur und Belastung individuell kontrollierbar sind
(z. B. „Forming
Formaster", hergestellt
von Fuji Denpa Koki Co.).
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Spezifischer
wird Stahl, der beispielsweise eine bestimmte Zusammensetzung hat,
bei einer vorgegebenen Temperatur und bei einem vorgegebenen Verformungswert
erwärmt
und zusammengedrückt,
wodurch man eine wahre Verformungs- wahre Spannungskurve erhält. Wenn
diese Kurve einen Höchstwert
aufweist, bei welchem die Spannung bei einer bestimm ten Menge von
Verformungen ihren Maximalwert erreicht, ergibt sich daraus dass
dynamische Rekristallisation aufgetreten ist. Durch Variationen
der Erwärmungstemperatur, Umformtemperatur
und Verformungsgeschwindigkeit (strain speed) kann ein Temperaturbereich
angegeben werden, in welchem unter vorbestimmten Warmwalzeigenschaften
dynamische Rekristallisation auftritt. Für die Messung wird die Erwärmungstemperatur
gleich der zu bewirkenden Brammen-Erwärmungstemperatur gesetzt (z.
B. ca. 1000°C)
und Pressen kann bei einem Verhältnis
von 5 bis 70% ausgeführt
werden, bei jeder Temperatur in dem Bereich von 800 bis 1100°C und bei
einer Verformungsgeschwindigkeit von ca. 0,01/Sekunden bis 10/Sekunden
gemäß den verwendeten
Walzeigenschaften.
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Die
dynamische Rekristallisationstemperatur ist variierbar mit der Stahlzusammensetzung,
Erwärmungstemperatur,
warmen Reduktion und den benutzen Durchlauffahrplan. Es ist vorgeschlagen
worden, dass die dynamische Rekristallisationstemperatur normalerweise
in einer Temperaturzone von 250 bis 100°C in einer Temperaturregion
von 850 bis 1100°C
vorhanden ist, vorausgesetzt, dass es das Vorhandensein einer Temperaturzone
einer dynamischen Rekristallisationstemperatur gibt. Der Temperaturbereich
oder das Vorhandensein der dynamischen Rekristallisation in Ti-enthaltenen
Stahl war im Wesentlichen bis heute unbekannt. Die Temperaturzone
in einem Temperaturbereich der dynamischen Rekristallisation ist
breiter, wenn die warme Reduktion per Durchlauf höher, oder
die Erwärmungstemperatur
niedriger ist. Walzen in einer dynamischen Rekristallisationsregion
trägt mehr
oder weniger zur Kornfeinung bei und folglich wird es nicht verordnet, um
Walzen in einer hohen Temperaturregion der dynamischen Rekristallisationstemperatur
zu untersagen. Mit strukturbedingter Kornfeining ist jedoch Walzen
in einer Niedrigtemperaturregion in einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
vorteilhaft, weil Umwandlungsplätze
von γ zu α Umwandlung
ausgesprochen reichlich vorhanden sind.
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In
der vorliegenden Erfindung werden deshalb die oben spezifizierten
Walzbedingungen verwendet, in denen Walzen in einer dynamischen
Rekristallisationstemperaturregion durchgeführt wird, insbesondere in einer
Niedrigtemperaturregion einer dynamischen Rekristallisationstemperatur.
Das heißt,
um die Kornfeinung von Austenit zu fördern, wird warme Reduktion
für drei
oder mehr Durchläufe
durchgeführt,
wie oben angegeben, bei einer Temperatur, die zwischen der unteren
Grenztemperatur der dynamischen Rekristallisation plus 80°C, vor zugsweise
der unteren Grenze einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
plus 60°C
und der unteren Grenze einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
liegt.
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Um
die Anzahl der Walzzyklen in der Niedrigtemperaturregion der dynamischen
Rekristallisationstemperatur sicherzustellen und um zu verhindern,
dass die Temperatur des Stahlmaterials während des Walzens abnimmt,
ist vorzugsweise ein Heizgerät
zwischen Walzgerüsten
angeordnet. Der Ausdruck „zwischen
Walzgerüsten" bedeutet „zwischen
Walzgerüsten
oder zwischen Walzvorrichtungen" in
einem Walzwerk. Das Heizgerät
ist vorzugsweise an einer Position angeordnet, die für einen
extremen Rückgang
der Temperatur anfällig ist. 1A und 1B illustrieren Beispiele des Heizgerätes. Das
in 1A gezeigte Heizgerät ist eine
Hochfrequenzinduktionsheizeinheit, konstruiert um magnetische Wechselfelder
auf ein zu walzendes Stahlmaterial zu applizieren, um dabei einen
Induktionsstrom zu erzeugen, der das Stahlmaterial erwärmt. Statt
des Hochfrequenzheizers kann eine elektrische Heizeinheit, wie sie
in 1B dargestellt ist,
benutzt werden, mittels der Arbeitswalzen geheizt werden. Die elektrische
Heizeinheit kann so angeordnet werden, so dass das Stahlmaterial
direkt erwärmt
wird.
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Beim
Warmwalzen kann die warme Reduktion natürlich durchgeführt werden,
während
Schmierung angewandt wird. Walzschmierung ist vorteilhaft, da sie
in der Lage ist, die auf den Walzen angebrachte Belastung zu reduzieren.
Walzschmierung muss nicht in allen Gerüsten getätigt werden.
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In
der vorliegenden Erfindung werden keine Beschränkungen auf die Walzbedingungen
gesetzt, außer dass
in einer Niedrigtemperaturregion einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
gewalzt wird. Die Endwalztemperatur ist jedoch nicht niedriger als
die Ar3 Umwandlungstemperatur. Endwalztemperaturen,
die geringer als der Ar3 Punkt sind, führen dazu,
dass das resultierende Stahlblech weniger duktil und zäh ist, was sehr
anisotrope mechanische Eigenschaften verursacht.
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In
dem warmgewalzten Stahlblech, das mit den vorerwähnten Warmwalzbedingungen hergestellt
wird, sind Austenit-Körner
im Wesentlichen gleichmäßige Körner. Abkühlung unmittelbar
nach Vollendung des Warmwalzens gibt eine Vielzahl von Kernumwandlungen
von γ zu α Umwandlung,
was dem Wachstum von Ferrit-Körnern
verhindert und strukturbedingte Kornfeinung zur Verfügung stellt.
Folglich wird Kühlen
innerhalb von 2 Sekunden, vorzugsweise innerhalb von einer Sekunde
nach Vollendung des Warmwalzens eingeleitet. Eine Überschreitung
von 2 Sekunden ist für
ein großes
Kernwachstum verantwortlich.
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Ferner
ist die Kühlrate
nicht weniger als 30°C/Sek..
Kühlungsraten
von weniger als 30°C/Sek.
verursachen Wachstum der Ferrit-Körner, somit scheitert das Erreichen
der Kornfeinung und es wird schwierig, die sekundäre Phase
in eine feine und insulare Form zu verteilen.
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Das
warmgewalzte Stahlblech wird vorzugsweise auf einen Temperaturbereich
von 350 bis 600°C
abgekühlt,
unter einer Kühlrate
von nicht weniger als 30°C/Sek..
Das abgekühlte
Stahlblech wird vorzugsweise sofort aufgewickelt. Die Aufwickeltemperatur
liegt somit in einem Bereich von 350 bis 600°C. Die Aufwickeltemperatur und
die Abkühlrate
nach dem Aufwickeln sind nicht eingeschränkt und können mit Rücksicht auf den Typ des Stahlbleches
bestimmt werden.
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Beispiele
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Geschmolzener
Stahl mit einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 1 angegeben, wurde
kontinuierlich zu Brammen gegossen (das zu walzende Stahlmaterial).
Die Brammen wurden Erwärmung,
Warmwalzen und Abkühlung
unter den unterschiedlichen Bedingungen, wie in Tabelle 2 angegeben,
unterworfen, um warmgewalzte Stahlbleche zu erhalten (Abschnittdicke:
1,8 bis 3,5 mm). Stahlblech Nr. 3 wurde Walzenschmierung unterworfen.
Stahlblech Nr. 9 ist ein herkömmliches
Ausführungsbeispiel,
in welchem strukturbedingte Kornfeinung durch Rückumwandlung durchgeführt wurde,
mittels Kühlen
des Stahlmaterials auf 600°C,
Wiedererwärmen
auf 800°C
und danach Warmwalzen. Stahlblech Nr. 21 wurde mittels kontrolliertem
Walzen hergestellt, in welchem hohe Reduktionen in einer Nichtrekristallisationsregion
von Austenit durchgeführt
wurde.
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Die
Stahlbleche wurden hinsichtlich auf ihren Gefüge und mechanischen Eigenschaften
ana lysiert. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
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Jedes
der Stahlblechgefüge
wurde mittels eines optischen Mikroskops oder eines Rasterelektronenmikroskops
in einem Querschnitt des Stahlblechs untersucht, welches in einer
Walzrichtung geschert wurde, um das Volumenverhältnis von Ferrit, die Korngröße von Ferrit
und die Partikelgröße der Partikel
der sekundären
Phase und das Formverhältnis
der Partikel der sekundären
Phase und die Verteilung derselben zu messen. Weitere Messungen
wurden im Hinblick auf den Abstand zwischen den sekundären Phasenpartikeln,
die in nähester
Nähe zueinander
situiert sind durchgeführt.
Somit wurde das Verhältnis
der sekundären
Phase in den Partikeln, dessen Abstand mit dem nächsten Partikel der sekundären Phase
nicht weniger als die Partikelgröße ist,
in Bezug auf die gesamte sekundäre
Phase bestimmt. Das Verhältnis
zeigt die Verteilung der Partikel der sekundären Phase.
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Die
Stahlblechgefüge
wurden unter den vorerwähnten
geeigneten Bedingungen und anhand der Messungsergebnisse des optischen
Mikroskops analysiert. Der Abstand der Partikel der sekundären Phase,
die in nähester
Nähe zueinander
situiert sind, wurde durch Messung der Länge über die Ferritphase mittels
Bildbearbeitung, die auf ein Zweiwert-Verfahren basiert, bestimmt.
Ein Rasterelektronenmikroskop wurde hauptsächlich zur Untersuchung der
Phasen verwendet.
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Die
mechanischen Eigenschaften wurden durch Messung der Festigkeitseigenschaften
(Fließfestigkeit,
YS; Zugfestigkeit; TS; und Dehnung, EI) des Stahlbleches in Walzrichtung,
in einer Richtung in einem normalen Winkel in Bezug auf die Walzrichtung,
und in einer Richtung in einem Winkel von 45° in Bezug auf die Walzrichtung
bestimmt. JIS Nr. 5 Proben wurden benutzt. Von den Ergebnissen der
Dehnungsmessungen wurde die Anisotropie ΔEI des Stahlbleches relativ
zu der Dehnung berechnet, welche als ΔEI = ½·(EI0 +
EI90) – EI45 ausgedrückt wurde. Hier bezeichnet
EI0 eine Dehnung in Walzrichtung, EI90 eine Dehnung in einer Richtung in einem
normalen Winkel in Bezug auf die Walzrichtung und EI45 bezeichnet
eine Dehnung in einer Richtung bei 45° relativ zu der Walzrichtung.
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Ferner
wurde die Duktilität-Sprödigkeit-Übertragungstemperatur
vTrs (°C)
durch Verwendung einer 2 mm-V Kerb-Probe, die aus dem warmgewalzten
Stahlblech vorbereitet ist, untersucht.
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Die
erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
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Es
hat sich herausgestellt, dass jedes der Stahlbleche, die die vorliegende
Erfindung repräsentieren, eine
durchschnittliche Korngröße von Ferrit
von nicht weniger als 2 μm
aber bis zu 3,4 μm,
eine durchschnittliche Partikelgröße der Partikel der sekundären Phase
von nicht mehr als 8 μm,
ein Formverhältnis
von nicht mehr als 2,0, ein Anteil von nicht weniger als 80%, in
dem der Abstand der Partikel der sekundären Phase zu dem nächstliegenden
Partikel nicht weniger als die durchschnittliche Partikelgröße der sekundären Partikel
ist, eine Dehnung von nicht weniger als 28%, eine Fließfestigkeit
von nicht weniger als 400 MPa und ein TS × EI Produkt von nicht weniger
als 20000 MPa × %
hat. Die Anisotropie der Dehnung war niedrig, d. h. geringer als 5%
als Absolutwert. Das Stahlblech war sehr formbar.
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Im
Gegensatz hatte Vergleichsbeispiel Stahlblech Nr. 2 eine hohe Brammeerwärmungstemperatur, war
frei von dynamischer Rekristallisation und hatte eine große durchschnittliche
Korngröße von Ferrit
und hatte folglich eine zu geringe TS × EI und war sehr anisotrop.
Vergleichsbeispiel Stahlblech Nr. 3 hat eine geringe Anzahl von
Durchläufen
bei Reduktionen in einer dynamischen Rekristallisationsregion, ist
grob in den Partikeln der sekundären
Phase, hat ein zu hohes Formverhältnis
(so hoch wie 3,5) und hat eine hohe Anisotropie in der Dehnung.
In dem Vergleichsbeispiel Stahlblech Nr. 5 wurde Kornfeinung nur
durch unmittelbarer Kühlung
nach Vollendung des Warmwalzens erzielt. In Vergleichsbeispiel Stahlblech
Nr. 21 wurden hohe Reduktionen in einer nicht-Rekristallisationsregion ausgeführt. Beide
dieser Stahlbleche zeigten Partikel der sekundären Phase, die bandartig verteilt
waren, ein zu hohes Formverhältnis
hatten, einen zu niedrigen TS × EI
Wert und eine hohe Anisotropie. Vergleichsbeispiel Stahlblech Nr.
9, welches Rückumwandlung
verwendete, offenbarte Partikel der sekundären Phase, die bandartig verteilt
waren, ein zu hohes Formverhältnis
hatte, einen zu niedrigen TS × EI
Wert und eine hohe Anisotropie. Vergleichsbeispiel Stahlblech Nr.
12 war frei von dynamischer Rekristallisation und hatte zu hohe
Partikelgrößen der
Partikel der sekundären
Phase und zu hohes Formverhältnis.
Vergleichsbeispiele Stahlbleche Nrn. 13 und 14, die einen Ti oder
Mn Gehalt außerhalb
der vorliegenden Erfindung hatten, offenbarten einen steilen Abfall
in Materialqualität.
Diese Vergleichsstahlbleche hatten eine zu hohe Duktilität-Sprödigkeit-Übertragungstemperatur
und unakzeptable Zähigkeit.
In Vergleichsbeispiel Stahlblech Nr. 20 waren alle Reduktionen mehr
als 20%, aber eine sekundäre
Phase hatte ein zu hohes Formverhältnis. In Vergleichsbeispiel
Stahlblech Nr. 18 wurde der abschließende Durchlauf unter einer
Reduktion von weniger als 13% in einer Niedrigtemperaturregion einer
dynamischen Rekristallisationstemperatur durchgeführt, aber
eine sekundäre
Phase konnte nicht fein gemacht werden. Diese Stahlbleche waren
sehr anisotrop in der Dehnung. In Vergleichsbeispiel Stahlblech
Nr. 19 waren mehrere Durchläufe
in einer Niedrigtemperaturregion einer dynamischen Rekristallisationstemperatur
durchgeführt
worden, aber die Korngröße war weniger
als 2,0 μm
und YS und YR waren zu hoch, obwohl die anderen Eigenschaften generell
gut waren.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung ist ein warmgewalztes Stahlblech mit einem ultrafeinen
Korngefüge
bereitgestellt, welches überlegene
mechanische Eigenschaften hat, weniger anisotrope mechanische Eigenschaften,
sehr formbar, welches mittels herkömmlichen Walzvorrichtungen
einfach herzustellen und industriell bedeutsam ist.
