DE602004008917T2 - Hochfestes warmgewalztes stahlblech mit hervorragenden formfixierungseigenschaften und zugehöriges herstellungsverfahren - Google Patents

Hochfestes warmgewalztes stahlblech mit hervorragenden formfixierungseigenschaften und zugehöriges herstellungsverfahren Download PDF

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, das für ein Kraftfahrzeugteil usw. verwendet wird und Gewichtssenkung eines Kraftfahrzeugteils wirksam erreichen kann, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
  • Zur Unterdrückung des Ausstoßes von Kohlendioxidgas aus Kraftfahrzeugen kommt hochfestes Stahlblech zum Einsatz, um das Gewichts der Kraftfahrzeugkarosserie zu senken. Um die Insassensicherheit zu gewährleisten, findet ferner nicht nur Weichstahlblech, sondern auch hochfestes Stahlblech breite Verwendung für die Kraftfahrzeugkarosserie. Zur künftigen weiteren Verringerung des Gewichts der Kraftfahrzeugkarosserie gibt es schnell steigenden Bedarf an Erhöhung des Nutzfestigkeitswerts von hochfestem Stahlblech.
  • Bei Biegeverformung von hochfestem Stahlblech kommt es aber wegen der hohen Festigkeit zu einer "Rückfederungs"-Erscheinung der Form nach Umformen, die in der Tendenz von der Form der Formgebungsvorrichtung abweicht und in Richtung der Form vor Umformen zurückkehrt, sowie zu einer "Wandwölbungs"-Erscheinung der Seitenwandebenen, die zu Oberflächen mit Krümmung infolge von elastischer Erholung als Ergebnis von Biegen/Rückbiegen beim Umformen führt.
  • Daher war in herkömmlichen Kraftfahrzeugkarosserien der verwendete Stahl hauptsächlich auf hochfestes Stahlblech un ter 440 MPa Festigkeit begrenzt. Für eine Kraftfahrzeugkarosserie muß aber hochfestes Stahlblech über 490 MPa Festigkeit verwendet werden, um das Karosseriegewicht zu senken. Dennoch gibt es kein hochfestes Stahlblech mit geringer Rückfederung und Wandwölbung sowie guter Formhaltigkeit.
  • Natürlich ist die Erhöhung der Formhaltigkeit nach Umformen von hochfestem Stahlblech oder Weichstahlblech unter 440 MPa Festigkeit äußerst wichtig beim Steigern der Formgenauigkeit von Kraftfahrzeugen, elektrischen Haushaltgeräten und anderen Erzeugnissen. Die WO 03/031669 offenbart ein Stahlblech, bei dem das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 2 beträgt und das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in drei Orientierungskomponenten {553}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität höchstens 4 beträgt.
  • Von einem Teil der Erfinder wurde in der WO 00/06791 ein ferritisches Dünnstahlblech mit einem Verhältnis der {100}-Ebene und {111}-Ebene von mindestens 1 zur besseren Formhaltigkeit offenbart, aber die Patentschrift beschreibt nicht die Wandwölbungsreduzierung. Daher werden das Röntgenintensitätsverhältnis in der in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zum zufälligen Röntgenbeugungsintensitätsverhältnis und die in den Orientierungskomponenten {100}<011> in der Patentschrift auch nicht beschrieben.
  • Ferner offenbarten einige der Erfinder in der JP-A-2001-64750 als Technologie zur Reduzierung der Rückfederung ein kaltgewalztes Stahlblech, bei dem das reflektierte Röntgenintensitätsverhältnis einer {100}-Ebene parallel zur Blechebene auf mindestens 3 gesteuert ist. Allerdings ist dieses kaltgewalzte Stahlblech dadurch gekennzeichnet, daß das Röntgenintensitätsverhältnis an der äußersten Oberfläche der Blechdi cke festgelegt ist, so daß es sich um Stahlblech handelt, das sich von der Erfindung völlig unterscheidet.
  • Weiterhin offenbarten einige der Erfinder in der JP-A-2002-363695 und JP-B-2002-286838 ( JP-A-2004-124123 ) ein hochfestes Stahlblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis und ausgezeichneter Formhaltigkeit sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
  • Verglichen mit diesen Erfindungen untersucht die vorliegende Erfindung die Herstellungsbedingungen, durch die bessere Formhaltigkeit realisiert wird, und Herstellungsbedingungen, durch die sowohl Formhaltigkeit als auch Umformbarkeit erhalten werden.
  • Das heißt, im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß dazu Steuerung der Textur und Steuerung der Duktilitätsanisotropie äußerst wichtig sind, und als Ergebnis intensiver Untersuchungen wurden optimale Steuerbedingungen ermittelt, die diese Anforderungen erfüllen.
  • Bei der Festigkeitserhöhung von Stahlblech, das für zu biegende Kraftfahrzeugteile genutzt wird, steigt die Rückfederung mit zunehmender Stahlblechfestigkeit, und es treten Formfehler auf, so daß derzeit der Einsatz von hochfestem Stahlblech eingeschränkt ist.
  • Ferner sind ausgezeichnete Preßformbarkeit und hohe Absorbierbarkeit von Aufprallenergie wesentliche Eigenschaften für die Anwendung von hochfestem Stahlblech auf Kraftfahrzeugteile usw.
  • Die Erfindung löst das Problem grundsätzlich und stellt ein hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung bereit.
  • Nach herkömmlichem Wissen galt als Möglichkeit zur Verringerung der Rückfederung und Unterdrückung von Formhaltigkeitsfehlern eine Senkung der Streckgrenze des Stahlblechs als wichtig. Um die Streckgrenze zu reduzieren, mußte Stahlblech mit geringer Zugfestigkeit verwendet werden.
  • Allerdings ist dies allein kein grundsätzlicher Lösungsansatz zur Verbesserung der Biegbarkeit eines Stahlblechs, Verringerung der Rückfederung und Reduzierung von Formhaltigkeitsfehlern.
  • Daher wurde im Rahmen der Erfindung der Effekt der Textur des Stahlblechs auf die Biegbarkeit studiert, und es wurden detaillierte Untersuchungen und Forschungen zu seiner Funktion und seinen Wirkungen durchgeführt, um die Biegbarkeit zu verbessern und das Problem auftretender Formhaltigkeitsfehler grundsätzlich zu lösen. Als Ergebnis kam ein Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit zustande.
  • Das heißt, im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß durch Steuern des Röntgenintensitätsverhältnisses in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität, insbesondere in den Orientierungskomponenten {100}<011> und Orientierungskomponenten {111}<112> und {111}<110>, und durch Einstellen des r-Werts in Walzrichtung oder des r-Werts senkrecht zur Walzrichtung auf einen möglichst niedrigen Wert sowie durch Einstellen der lokalen Dehnungsanisotropie auf mindestens 2 % die Biegbarkeit auffallend verbessert wird.
  • Wird aber die lokale Dehnungsanisotropie größer, ist die Streckflanschformbarkeit erwartungsgemäß beeinträchtigt, und es wird schwierig, sowohl Formhaltigkeit als auch Formbarkeit zu erreichen. Daher führte man im Rahmen der Erfindung intensive Untersuchungen durch und stellte dadurch fest, daß durch gleichzeitiges Realisieren von Textursteuerung und Carbidsteuerung die Formhaltigkeit erhöht werden kann.
  • Da zudem ein Mehrphasenstahl zur Wahrung ausgezeichneter Preßformbarkeit und hoher Aufprallabsorbierbarkeit wirksam ist, wurden im Rahmen der Erfindung die am stärksten bevor zugten Warmwalzbedingungen aus Sicht der Textursteuerung und Mikrostruktursteuerung ermittelt.
  • Indem ferner die Schnittrichtung für Rohlinge zur Bildung verschiedener Teile nicht eingeschränkt ist, wird ferner ein großer Beitrag zur besseren Ausbeute des Stahlmaterials geleistet. Dazu ist die Duktilitätsanisotropie, insbesondere die Verringerung der gleichmäßigen Dehnungsanisotropie, von großer Bedeutung.
  • Mit Hilfe von Experimenten erkannten die Erfinder, daß es durch Steuern der Anfangstemperatur und Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen von Stahlblech möglich ist, die Entwicklung der Orientierungskomponente {100}<011> als Hauptorientierungskomponente zu bewirken und so die o. g. Formhaltigkeit und Formbarkeit zu gewährleisten, während die gleichmäßige Dehnungsanisotropie reduziert wird.
  • Die in den Ansprüchen dargestellte Erfindung kam aufgrund dieser Erkenntnisse zustande, und ihr Kern besteht in folgendem:
    • (1) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, wobei Ferrit oder Bainit die maximale Phase in Volumenprozent ist, das alle der folgenden Bedingungen bei mindestens 1/2 Blechdicke erfüllt: (i) ein Mittelwert der zufälligen Röntgenintensitätsverhältnisse einer Gruppe von Orientierungen {100}<011> bis {223}<110> beträgt mindestens 2,5, (ii) ein Mittelwert des zufälligen Röntgenintensitätsverhältnisses dreier Orientierungen {554}<225>, {111}<112>, {111}<110> beträgt höchstens 3,5, (iii) das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis von {100}<011> ist größer als das von {211}<011>, (iv) das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis von {100}<011> beträgt mindestens 2,5, mit einem r-Wert in Walzrichtung und/oder einem r-Wert senkrecht zur Walzrichtung von höchstens 0,7, mit gleichmäßiger Dehnungsanisotropie ΔuE1 von höchstens 4 % und mit lokaler Dehnungsanisotropie ΔLE1 von mindestens 2 %, und mit einem Wert ΔuE1, der höchstens ΔLE1 beträgt, wobei: ΔuE1 = {|uE1(L) – uE1(45°)| + |uE1(C) – uE1(45°)|}/2 ΔLE1 = {|LE1(L) – LE1(45°)| + |LE1(C) – LE1(45°)|}/2uE1(L): gleichmäßige Dehnung in Walzrichtung uE1(C): gleichmäßige Dehnung in Querrichtung uE1(45°): gleichmäßige Dehnung in 45°-Richtung LE1(L): lokale Dehnung in Walzrichtung LE1(C): lokale Dehnung in Querrichtung LE1(45°): lokale Dehnung in 45°-Richtung
    • (2) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (1), dadurch gekennzeichnet, daß eine Belegungsrate von Eisencarbid, dessen Durchmesser mindestens 0,2 μm beträgt, höchstens 0,3 % beträgt.
    • (3) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (1), dadurch gekennzeichnet, daß ein Alterungsindex AI mindestens 8 MPa beträgt.
    • (4) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (1), dadurch gekennzeichnet, daß es in Gew.-% enthält: C: 0,01 bis 0,2 %, Si: 0,001 bis 2,5 %, Mn: 0,01 bis 2,5 %, P: höchstens 0,2 %, S: höchstens 0,03 %, Al: 0,01 bis 2 %, N: höchstens 0,01 % und O: höchstens 0,01 % sowie als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen.
    • (5) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (4), dadurch gekennzeichnet, daß es ferner ein oder mehrere Elemente, die aus Nb, Ti und V ausgewählt sind, mit insgesamt 0,001 bis 0,8 Gew.-% enthält.
    • (6) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (4) oder (5), dadurch gekennzeichnet, daß es ferner ein oder mehrere der folgenden Elemente in Gew.-% enthält: B: höchstens 0,01 %, Mo: höchstens 1 %, Cr: höchstens 1 %, Cu: höchstens 2 %, Ni: höchstens 1 %, Sn: höchstens 0,2 %, Co: höchstens 2 %, Ca: 0,0005 bis 0,005 %, SEM (Metalle der Seltenen Erden): 0,001 bis 0,05 %, Mg: 0,0001 bis 0,05 %, Ta: 0,0001 bis 0,05 %.
    • (7) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (1), dadurch gekennzeichnet, daß es in Gew.-% enthält: C: 0,02 bis 0,3 %, ein oder mehrere Elemente, die aus der folgenden Gruppe ausgewählt sind, mit insgesamt 0,1 bis 3,5 Gew.-%: Mn: 0,05 bis 3 %, Ni: höchstens 3 %, Cr: höchstens 3 %, Cu: höchstens 3 %, Mo: höchstens 1 %, Co: höchstens 3 % und Sn: höchstens 0,2 %, ein oder beide der folgenden Elemente mit insgesamt 0,02 bis 3 Gew.-%: Si: höchstens 3 % und Al: höchstens 3 % und als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, und mit einer Mehrphasenstruktur, wobei Ferrit oder Bainit die maximale Phase in Volumenprozent ist und ein prozentuales Volumen von Martensit 1 bis 25 % beträgt.
    • (8) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (7), dadurch gekennzeichnet, daß es in Gew.-% mindestens ein oder mehrere Elemente, die aus Nb, Ti und V ausgewählt sind, mit insgesamt 0,001 bis 0,8 Gew.-% enthält.
    • (9) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (7) oder (8), dadurch gekennzeichnet, daß es ferner in Gew.-% ein oder mehrere Elemente enthält, die aus der folgenden Gruppe ausgewählt sind: P: höchstens 0,2 %, B: höchstens 0,01 %, Ca: 0,0005 bis 0,005 % und SEM (Metalle der Seltenen Erden): 0,001 bis 0,02 %.
    • (10) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (4) oder (5), wobei das Stahlblech plattiert ist.
    • (11) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (7) oder (8), wobei das Stahlblech plattiert ist.
    • (12) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, das die folgenden Schritte aufweist: Warmwalzen einer Gußbramme mit einer Zusammensetzung nach Punkt (4) oder (5), die sich im Gußzustand befindet oder einmal abgekühlt und dann auf einen Temperaturbereich von 1000 bis 1300 °C wiedererwärmt wurde, mit einer Gesamtabnahme von mindestens 25 % bei Ar3 bis (Ar3 + 150) °C, einer Temperatur TFS beim Fertigwarmwalzbeginn und einer Temperatur TFE beim Fertigwarmwalzende, wobei gleichzeitig die nachfolgenden Gleichungen (1) bis (4) erfüllt werden, und Abkühlen des warmgewalzten Stahlblechs, anschließendes Wickeln unter einer kritischen Temperatur T0, die durch die chemische Zusammensetzung des Stahlblechs gemäß der nachfolgenden Gleichung (5) bestimmt ist, und bei einer Temperatur von 400 bis 700 °C, TFE ≥ Ar3 (1) TFE ≥ 800°C (1') TFS ≤ 1100°C (2) 20°C ≤ FS – TFE ≤ 120°C (4) T0 = –654.4 × {C%/(1.82 × C% – 0.001)} + B (5)wobei B anhand der Zusammensetzung des Stahls, ausgedrückt in Gew.-% ermittelt wird: B = –50.6 × Mneq + 894.3 Mneq = Mn% + 0.24 × Ni% + 0.13 × Si%+0.38 × Mo% + 0.55 × Cr% + 0.16 × Cu% – 0.50 × Al% – 0.45 × Co% + 0.90 × V% Ar3 = 901 – 325 × C% + 33 × Si% + 287 × P% + 40 × Al% – 92 × (Mn% + Mo% + Cu%) – 46 × (Cr% + Ni%)
    • (13) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (12), ferner gekennzeichnet durch Steuern eines Reibungskoeffizienten auf höchstens 0,2 in mindestens einem Stich beim Warmwalzen in einem Temperaturbereich von Ar3 bis (Ar3 + 150) °C.
    • (14) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, gekennzeichnet durch Anwenden von Dressierstichwalzen mit 0,1 bis 5 % auf warmgewalztes Stahlblech, das durch das Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (12) hergestellt ist.
    • (15) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, das die folgenden Schritte aufweist: Warmwalzen einer Gußbramme mit einer Zusammensetzung nach Punkt (7) oder (8), die sich im Gußzustand befindet oder einmal abgekühlt und dann auf einen Bereich von 1000 bis 1300 °C wiedererwärmt wurde, mit einer Gesamtabnahme von mindestens 25 % bei Ar3 bis (Ar3 + 150) °C, einer Temperatur TFS beim Fertigwarmwalzbeginn, einer Temperatur TFE beim Fertigwarmwalzende und einer rechnerischen Restverformung Δε, wobei gleichzeitig die nachfolgenden Beziehungen (1) bis (4) erfüllt werden, und Abkühlen des warmgewalzten Stahlblechs, anschließendes Wickeln unter einer kritischen Temperatur T0, die durch die chemische Zusammensetzung des Stahlblechs gemäß der nachfolgenden Beziehung (5) bestimmt ist, und bei einer Temperatur von höchstens 400 °C, TFE ≥ Ar3(°C) (1) TFS ≤ 1100°C (2) Δε ≥ (TFS – TFE)/375 (3) 20°C ≤ (TFS – TFE) ≤ 120°C (4) T0 = –650.4 × {C%/(1.82 × C% – 0.001)} + B (5)wobei B anhand der Zusammensetzung des Stahls, ausgedrückt in Gew.-%, ermittelt wird, B = 50.6 × Mneq + 894.3 Mneq = Mn% + 0.24 × Ni% + 0.13 × Si% + 0.38 × Mo% + 0.55 × Cr% + 0.16 × Cu% – 0.50 × Al% – 0.45 × Co% + 0.90 × V% wobei Ar3 = 901 – 325 × C% + 33 × Si% + 287 × P% + 40 × Al% – 92 × (Mn% + Mo% + Cu%) – 46 × (Cr% + Ni%)und Δε anhand der Äquivalenzverformung εi (i = 1 bis n) an jedem Gerüst der n Fertigwalzstationen für das Walzen, der Zeit ti (s) (i = 1 bis n – 1) zwischen Gerüsten, der Zeit tn (s) vom letzten Gerüst bis zum Abkühlungsbeginn, der Walztemperatur Ti(K) (i = 1 bis n) an jedem Gerüst und einer Konstante R = 1,987 ermittelt wird: ε = Δε1 + Δε2 + ... + Δεnwobei Δεi = εi × exp{–(ti*/τn)2/3} τi = 8.46 × 10-9 × exp{43800/R/Ti} ti* = τn × {ti/τi + t(i + 1)/τ(i + 1) + ... + tn/τn}
    • (16) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (15), ferner gekennzeichnet durch Steuern eines Reibungskoeffizienten auf höchstens 0,2 in mindestens einem Stich beim Warmwalzen in einem Temperaturbereich von Ar3 bis (Ar3 + 150) °C.
    • (17) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, gekennzeichnet durch Anwenden von Dressierstichwalzen mit 0,1 bis 5 % auf warmgewalztes Stahlblech, das durch das Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Punkt (15) hergestellt ist.
  • AM STÄRKSTEN BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORM
  • Im folgenden wird die Erfindung inhaltlich näher erläutert.
  • Mittelwert der zufälligen Röntgenintensitätsverhältnisse der Gruppe {100}<011> bis {223}<110> an der Blechebene bei 1/2 Blechdicke:
    Der Mittelwert der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> bei Durchführung von Röntgenbeugung für die Blechebene an der Blechdicken-Mittelposition und Ermittlung des Intensitätsverhältnisses in den unterschiedlichen Orientierungskomponenten zu einer Zufallsprobe muß mindestens 2,5 betragen. Liegt dieser Mittelwert unter 2,5, wird die Formhaltigkeit schlecht.
  • Die Hauptorientierungskomponenten, die zur Orientierungskomponentengruppe gehören, sind {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> und {223}<110>.
  • Ermitteln läßt sich das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis in diesen Orientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität anhand der dreidimensionalen Textur in der Berechnung durch das Vektorverfahren auf der Grundlage einer {110}-Polfigur oder des Reihenentwicklungsverfahrens mit Hilfe mehrerer (vorteilhaft mindestens drei) Polfiguren aus den Polfiguren {110}, {100}, {211} und {310}.
  • Beispielsweise können für das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis in den o. g. Kristallorientierungskomponenten zu der durch das letztgenannte Verfahren berechneten zufälligen Röntgenbeugungsintensität die Intensitäten von (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] und (223)[1-10] bei ϕ2 = 45° Querschnitt in einer dreidimensionalen Textur ohne Modifikation verwendet werden.
  • Der Mittelwert in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> ist das mittlere arithmetische Verhältnis aller o. g. Orientierungskomponenten. Ist es unmög lich, die Intensitäten in all diesen Orientierungskomponenten zu erhalten, kann das arithmetische Mittel der Intensitäten in den Orientierungskomponenten {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> und {223}<110> als Ersatz verwendet werden.
  • Ferner beträgt vorzugsweise der Mittelwert des zufälligen Röntgenintensitätsverhältnisses in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 4,0.
  • Mittelwert des zufälligen Röntgenintensitätsverhältnisses in den drei Kristallorientierungskomponenten {554}<225>, {111} <112> und {111}<110> an der Blechebene bei 1/2 Blechdicke Der Mittelwert des Röntgenintensitätsverhältnisses in den drei Kristallorientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität an der Blechebene bei 1/2 Blechdicke darf höchstens 3,5 betragen. Beträgt dieser Mittelwert 3,5 oder mehr, wird es auch bei geeigneter Intensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> schwierig, gute Maßhaltigkeit zu erhalten.
  • Das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis bei {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität läßt sich anhand der dreidimensionalen Textur berechnen, die gemäß dem o. g. Verfahren berechnet ist.
  • Ferner beträgt vorzugsweise das arithmetische Mittel des zufälligen Röntgenintensitätsverhältnis bei {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität höchstens 2,5.
  • Zufälliges Röntgenintensitätsverhältnis bei {100}<011> und {211}<011> an der Blechebene bei 1/2 Blechdicke Das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis bei {100}<011> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität an der Blechebene bei 1/2 Blechdicke muß mindestens die zufällige Röntgenintensität bei {211}<011> zur zufälligen Röntgenbeugungs intensität sein. Wird das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis bei {211}<011> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität größer als das zufällige Röntgenintensitätsverhältnis bei {100}<011> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität, wird die gleichmäßige Dehnungsanisotropie größer, und die Formbarkeit verschlechtert sich.
  • Zu beachten ist, daß die hier aufgeführten Komponenten {100}<011> und {211}<011> als Orientierungsbereich mit ähnlichen Effekten ± 12° mit Hilfe der senkrechten Richtung zur Walzrichtung (Querrichtung) als Drehachse, stärker bevorzugt ± 16° ermöglichen.
  • Der Grund, weshalb die zuvor erläuterte Röntgenintensität in den Kristallorientierungskomponenten für Maßhaltigkeit beim Biegen oder Dehnungsanisotropie wichtig ist, ist nicht unbedingt klar, aber man geht davon aus, daß es mit dem Gleitverhalten von Kristallen bei Biegeverformung in gewisser Beziehung steht.
  • Hergestellt wird die für die Röntgenbeugung verwendete Probe durch Reduzieren eines Stahlblechs auf eine vorbestimmte Blechdicke durch mechanisches Polieren usw., anschließendes Abbauen der Verformung und gleichzeitiges Auswählen der Ebene bei 1/2 Blechdicke als Meßebene durch chemisches Polieren, elektrolytisches Polieren usw.
  • Liegen eine Seigerungszone, Fehler usw. in der Mittelschicht der Blechdicke vor und treten Meßprobleme auf, kann die Messung durch Einstellen der Probe gemäß dem o. g. Verfahren so durchgeführt werden, daß eine geeignete Ebene zur Meßebene im Bereich von 3/8 bis 5/8 Blechdicke wird.
  • Ist die Röntgenintensitätseinschränkung nicht nur nahe 1/2 Blechdicke, sondern für eine möglichst große Anzahl von Blechdicken erfüllt (insbesondere von der äußersten Schicht bis 1/4 Blechdicke), wird die Formhaltigkeit natürlich noch besser.
  • Zu beachten ist, daß die durch {hk1}<uvw> ausgedrückte Kristallorientierungskomponente anzeigt, daß die senkrechte Richtung der Blechebene parallel zu <hk1> und die Walzrichtung parallel zu <uvw> ist.
  • r-Wert (rL) in Walzrichtung und r-Wert (rC) in senkrechter Richtung zur Walzrichtung
  • Diese beiden r-Werte sind in der Erfindung von Bedeutung. Das heißt, im Rahmen der Erfindung führte man intensive Untersuchungen durch, als deren Ergebnis erkannt wurde, daß auch bei geeigneten Röntgenintensitäten der o. g. Kristallorientierungskomponenten nicht unbedingt gute Formhaltigkeit erhalten werden kann.
  • Zusammen mit den o. g. Röntgenintensitäten ist es wesentlich, daß rL und/oder rC höchstens 0,7, stärker bevorzugt höchstens 0,55 betragen.
  • Der Effekt der Erfindung läßt sich erhalten, ohne die Untergrenzen für rL und rC speziell zu beschränken. Bewertet wird der r-Wert durch eine Zugprüfung mit Hilfe eines JIS-Zugprüfstücks Nr. 5.
  • Die Zugverformung beträgt normalerweise 15 %, liegt aber die gleichmäßige Dehnung unter 15 %, sollte sie durch eine Verformung bewertet werden, die möglichst nahe an 15 % im Bereich der gleichmäßigen Dehnung liegt.
  • Zu beachten ist, daß sich die Biegerichtung in Abhängigkeit vom Umformteil unterscheidet, also nicht speziell eingeschränkt ist, wobei aber bevorzugt ist, das Blech hauptsächlich durch senkrechtes Biegen oder in einer nahe der Senkrechten liegenden Richtung bezogen auf die Richtung des kleinen r-Werts zu verformen.
  • Allgemein ist bekannt, daß die Textur und die r-Werte korrelieren, wobei aber in der Erfindung die Einschränkung für das Verhältnis der Röntgenintensitäten in den Kristallorientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität und die Einschränkung für die r-Werte nicht synonym sind. Ohne daß beide Einschränkungen gleichzeitig erfüllt sind, läßt sich keine gute Formhaltigkeit erhalten.
  • Duktilitätsanisotropie
  • Beim Preßformen von Stahlblech hat die gleichmäßige Dehnung des Stahlblechs, d. h. der n-Wert, wichtige Bedeutung. Zeigt insbesondere bei hochfestem Stahlblech hauptsächlich zum Stanzstreckformen die gleichmäßige Dehnung (n-Wert) Anisotropie, ist es notwendig, die Schneiderichtung der Rohlinge in Übereinstimmung mit dem Teil sorgfältig auszuwählen, und es kommt zu Produktivitätsbeeinträchtigung und Ausbeuterückgang des Stahlblechs.
  • Ferner kann in einigen Fällen das Blech nicht in die gewünschte Form gebracht werden.
  • Beträgt bei Stahl mit einer Zugfestigkeit über etwa 400 MPa (maximale Festigkeit, die im Zugversuch erhalten wird) die gleichmäßige Dehnungsanisotropie ΔuE1 höchstens 4 %, wird deutlich, daß er gute Formbarkeit richtungsunabhängig zeigt.
  • Bei besonders strengen Formbarkeitsanforderungen beträgt die Anisotropie ΔuE1 vorzugsweise höchstens 3 %.
  • Die Untergrenze für die gleichmäßige Dehnungsanisotropie ΔuE1 ist nicht speziell beschränkt, aber 0 % ist aus Sicht der Formbarkeit am stärksten bevorzugt.
  • Fällt ferner die lokale Dehnungsanisotropie ΔLE1 unter 2 %, ist die Formhaltigkeit beeinträchtigt, weshalb die Untergrenze für ΔLE1 auf 2 % festgelegt ist. Die Obergrenze für ΔLE1 ist nicht speziell definiert, wird aber ΔLE1 zu groß, geht die Formbarkeit zurück, so daß die Obergrenze vorzugsweise 12 % beträgt.
  • Gilt aber auch bei Erfüllung der o. g. Bedingungen ΔuE1 > ΔLE1, werden gute Formbarkeit und Formhaltigkeit nicht gleichzeitig erreicht, weshalb ΔuE1 so festgelegt wurde, daß der Wert nicht größer als ΔLE1 ist.
  • Zu beachten ist, daß die gleichmäßigen Dehnungs- und lokalen Dehnungsanisotropien mit Hilfe der Dehnungen parallel zur Walzrichtung (L-Richtung), senkrecht dazu (C-Richtung) und in 45°-Richtung wie folgt definiert sind: ΔuE1 = {|uE1(L) – uE1(45°)| + |uE1(C) – uE1(45°)|}/2 ΔLE1 = {|LE1(L) – LE1(45°)| + |LE1(C) – LE1(45°)|}/2
  • Mikrostruktur
  • Bei wirklichen Kraftfahrzeugteilen ist die Formhaltigkeit nach dem o. g. Biegen nicht das einzige Problem bei einem Teil. Andere Stellen am selben Teil werden mitunter durch Streckflanschziehen, Kragenziehen oder andere Umformung bearbeitet, so daß es nicht wenige Fälle gibt, in denen Stanzstreckformen, Einschnüren oder andere gute Preßformbarkeit angestrebt wird.
  • Zusammen mit der Verbesserung der Formhaltigkeit beim Biegen zur Steuerung der Textur müssen daher auch die Lochdehnbarkeit und Preßformbarkeit des Stahlblechs selbst verbessert werden.
  • Unter diesem Aspekt sollte die Mikrostruktur des Stahlblechs eine mit einer Ferrit- oder Bainitphase mit hoher Lochdehnbarkeit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz sein. Aus Sicht der Textur führt allerdings eine durch Umwandlung bei niedriger Temperatur gebildete Bainitphase zu stärkerer Texturentwicklung, weshalb bevorzugt ist, Bainit zur Hauptphase werden zu lassen.
  • Zu beachten ist, daß der hier genannte Bainit Eisencarbidteilchen in der Mikrostruktur aufweisen oder nicht aufweisen kann. Ferner bewirkt Ferrit, der nach Umwandlung umgeformt wird und eine extrem hohe innere Versetzungsdichte hat (umgeformter Ferrit), eine erhebliche Beeinträchtigung der Duktilität und ist nicht zur Umformung von Teilen geeignet, wodurch er sich von dem in der Erfindung festgelegten Ferrit unterscheidet.
  • Weiterhin wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß am stärksten bevorzugt der Stahl als Kennwert mindestens 1 % Martensit im Stahlblech aufweist, um das Streckgrenzenverhältnis zu senken, und rL und/oder rC höchstens 0,7 betragen, um die Stanzstreckformbarkeit zu verbessern.
  • Übersteigt hierbei der Martensit-Volumenprozentsatz 25 ist nicht nur die Festigkeit des Stahlblechs stärker als nötig verbessert, sondern es steigt auch das Verhältnis des vernetzten Martensits, und die Formbarkeit des Stahlblechs ist erheblich beeinträchtigt, so daß 25 % als Höchstwert für den Martensit-Volumenprozentsatz festgelegt wurde.
  • Um weiterhin den Verringerungseffekt auf das Streckgrenzenverhältnis durch den Martensit zu erhalten, ist bei Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz bevorzugt, daß der Wert mindestens 3 % beträgt, während bei Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz ein Wert von mindestens 5 % bevorzugt ist.
  • Ist ferner die Phase mit dem größten Volumenprozentsatz eine andere als Ferrit oder Bainit, wird die Festigkeit des Stahlmaterials mehr als nötig verbessert, und die Formbarkeit ist beeinträchtigt, oder die Ausscheidung unnötiger Carbide macht es unmöglich, die notwendige Martensitmenge zu gewährleisten, was die Formbarkeit des Stahlblechs erheblich verschlechtert, weshalb die Phase mit dem größten Volumenprozentsatz auf Ferrit oder Bainit beschränkt ist.
  • Auch wenn unvollendet umgewandelter Restaustenit beim Abkühlen auf Raumtemperatur enthalten ist, liegt kein großer Einfluß auf die Erfindungswirkung vor. Nimmt aber der Restaustenit-Volumenprozentsatz in der Bestimmung durch das Röntgenreflexionsverfahren usw. zu, steigt das Streckgrenzenverhältnis, weshalb der Volumenprozentsatz von Restaustenit vorzugsweise höchstens das Zweifache des Volumenprozentsatzes von Martensit beträgt und stärker bevorzugt höchstens gleich dem Martensit-Volumenprozentsatz ist.
  • Außerdem ist die Belegungsrate von Eisencarbid mit mindestens 0,2 μm Durchmesser, der erhebliche Beeinträchtigung der Streckflanschformbarkeit bewirkt, vorzugsweise auf höchstens 0,3 % begrenzt. Ersetzen läßt sich die Belegungsrate von Eisencarbid auch durch Ermitteln der prozentualen Eisencarbidfläche durch Bildverarbeitung mit einer mindestens 500fach vergrößerten optischen Mikroskopaufnahme. Möglich ist zudem, die Anzahl m von Gitterpunkten, die von Eisencarbid mit mindestens 0,2 μm belegt sind, unter der Anzahl n von Gitterpunkten zu ermitteln, die in der Aufnahme erscheinen, und m/n als Belegungsrate zu verwenden.
  • Alterungsindex AI
  • Der Index AI für die Stahlblechalterung beträgt vorzugsweise mindestens 8 MPa. Fällt AI unter 8 MPa, geht die Formhaltigkeit zurück, weshalb 8 MPa als Untergrenze festgelegt ist. Der Grund für die Beeinträchtigung der Formhaltigkeit bei fallendem AI-Wert ist unklar, wobei aber AI mit der beweglichen Versetzungsdichte in Stahlblech korreliert, weshalb man annimmt, daß die Differenz der beweglichen Versetzungsdichte einen gewissen Einfluß auf die Verformung hat.
  • Die AI-Obergrenze ist nicht speziell eingeschränkt, übersteigt aber der AI-Wert 100 MPa, treten Fließfiguren auf, und das Stahlblechaussehen wird leicht erheblich beeinträchtigt, weshalb AI vorzugsweise höchstens 100 MPa beträgt.
  • Zu beachten ist, daß der Alterungsindex mit Hilfe eines JIS-Zugprüfstücks Nr. 5 für die L-Richtung oder C-Richtung sowie der Differenz zwischen Verformungsspannung bei Ausüben von 10 % Vordehnung und Streckspannung bei einmaligem Wegfall der Last, einstündiges Altern bei 100 °C, anschließendes erneutes Durchführen der Zugprüfung (tritt Streckdehnung auf, die niedrigere Streckspannung) als Alterungsindex AI gemessen wird.
  • Im folgenden wird die bevorzugte chemische Zusammensetzung der Erfindung erläutert. Zu beachten ist, daß die Einheiten in Masse-% ausgedrückt sind.
  • Zunächst wird die chemische Zusammensetzung von hochfestem warmgewalztem Stahlblech mit einer Mikrostruktur aus Ferrit oder Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz sowie ausgezeichneter Formhaltigkeit erläutert. Zu beachten ist, daß bei diesem Stahlblech auch die Lochdehnbarkeit ausgezeichnet ist.
  • C:
  • Die Untergrenze für C wurde auf 0,01 % festgelegt, da es unter 0,01 % C schwierig ist, die Festigkeit des Stahlblechs zu gewährleisten, während hohe Formbarkeit gewahrt bleibt. Über 0,2 % werden dagegen die Austenitphase oder Martensitphase sowie grobe Carbide leicht gebildet, die die Lochdehnbarkeit verringern, und zudem fällt auch die Schweißbarkeit, weshalb die Obergrenze auf 0,2 % festgelegt ist.
  • Si:
  • Si ist ein wirksames Element zur mechanischen Festigkeitserhöhung des Stahlblechs, aber bei über 2,5 % ist die Formbarkeit beeinträchtigt, oder es treten Oberflächenfehler auf, weshalb 2,5 % als Obergrenze festgelegt ist. Andererseits ist es in realem Stahl schwierig, Si unter 0,001 % fallen zu lassen, weshalb 0,001 % als Untergrenze gilt.
  • Mn:
  • Mn ist ein wirksames Element zur Erhöhung der mechanischen Festigkeit des Stahlblechs, aber bei über 2,5 % ist die Formbarkeit beeinträchtigt, weshalb 2,5 % als Obergrenze festgelegt ist. Andererseits ist es in wirklichem Stahl schwierig, Mn unter 0,01 % fallen zu lassen, weshalb 0,01 % als Untergrenze festgelegt ist.
  • Werden ferner außer Mn, Ti und andere Elemente zur Unterdrückung des Auftretens von Warmrissen infolge von S nicht ausreichend zugegeben, ist erwünscht, eine Mn-Menge zuzugeben, die in Masse-% Mn/S ≥ 20 ergibt.
  • P, S:
  • P und S werden in Mengen von höchstens 0,2 % bzw. 0,03 % zugegeben. Dies soll Beeinträchtigung der Formbarkeit oder Rißbildung beim Warmwalzen oder Kaltwalzen verhindern.
  • Al:
  • Al wird in einer Menge von mindestens 0,01 % zur Desoxidation zugegeben. Bei zu großer Zugabe nimmt aber die Formbarkeit ab, und die Oberflächeneigenschaften sind beeinträchtigt, weshalb die Obergrenze 2,0 % beträgt.
  • N, O:
  • Hierbei handelt es sich um Verunreinigungen. Um Beeinträchtigung der Formbarkeit zu verhindern, sind die Menge von N und O jeweils auf höchstens 0,01 % festgelegt.
  • Ti, Nb, V:
  • Diese Elemente sind Elemente, die die Materialqualität durch solche Mechanismen wie Ausscheidungsverfestigung, Textursteuerung, Kornverfestigung usw. verbessern. Je nach Bedarf ist bevorzugt, ein oder mehrere Arten mit insgesamt mindestens 0,001 % zuzugeben.
  • Bei übermäßiger Zugabe tritt aber keine erhebliche Wirkung auf. Statt dessen werden die Formbarkeit und die Oberflächeneigenschaften beeinträchtigt, weshalb insgesamt 0,8 % einer oder mehrerer Arten als Obergrenze festgelegt sind.
  • B:
  • B ist zur Korngrenzenverfestigung und Festigkeitserhöhung des Stahlmaterials wirksam, übersteigt aber die Zugabemenge 0,01 %, sättigt sich nicht nur der Effekt, sondern auch die Festigkeit des Stahlblechs ist mehr als notwendig erhöht, und die Formbarkeit eines Teils sinkt, weshalb die Obergrenze auf 0,01 % festgelegt ist. Um aber die B-Zugabewirkung zu erhalten, ist bevorzugt, mindestens 0,002 % zuzugeben.
  • Mo, Cr, Cu, Ni, Sn, Co:
  • Diese Elemente bewirken eine Erhöhung der mechanischen Festigkeit oder Verbesserung der Materialqualität, so daß bevorzugt ist, mindestens 0,001 % von jedem Element nach Bedarf zuzugeben. Gleichwohl wird durch übermäßige Zugabe die Formbarkeit beeinträchtigt, weshalb die Obergrenzen für Mo, Cr, Cu, Ni, Sn und Co auf 1 %, 1 %, 2 %, 1 %, 0,2 % bzw. 2 % festgelegt sind.
  • Ca, SEM:
  • Diese Elemente sind wirksame Elemente zur Eindämmung von Einschlüssen, weshalb geeignete Zugabe die Warmformbarkeit verbessert, aber übermäßige Zugabe umgekehrt die Warmversprödung verschlimmert, weshalb die Mengen von Ca und SEM auf 0,0005 % bis 0,005 % bzw. 0,001 % bis 0,05 % je nach Bedarf festgelegt wurden. Hierbei bezeichnen "Seltenerdmetalle" Y, Sr und Lanthanoidenelemente und sind gewerblich Mischungen derselben.
  • Ferner hat die auch Zugabe von Mg in einer Menge von 0,0001 % bis 0,05 % und Ta in einer Menge von 0,001 % bis 0,05 % äquivalente Wirkungen.
  • In allen Fällen bezeichnet hierbei die Untergrenze die Mindestmenge, die zur Darstellung des Einschlußeindämmungseffekts zugegeben wird. Oberhalb des Höchstwerts wachsen dagegen die Einschlüsse zu stark an, so daß die Streckflanschformbarkeit und andere Aspekte der Lochdehnbarkeit reduziert sind. Die Zugabe als Mischmetall (Mischung) ist unter Kostenaspekten vorteilhaft.
  • Im folgenden wird die chemische Zusammensetzung von hochfestem warmgewalztem Stahlblech mit einer Mehrphasenstruktur erläutert, das eine Mikrostruktur aus Ferrit oder Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz hat und Martensit mit einem Volumenprozentsatz von 1 bis 25 % aufweist und ausgezeichnete Formhaltigkeit zeigt.
  • Zu beachten ist, daß dieses Stahlblech ein Stahlblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis ist.
  • C:
  • C ist das wichtigste Element, das die Festigkeit eines Stahlmaterials bestimmt. Der Volumenprozentsatz des im Stahlblech enthaltenen Martensits steigt in den Tendenz mit zunehmender C-Konzentration im Stahlblech. Liegt hierbei die C-Zugabemenge unter 0,02 %, wird es schwierig, harten Martensit zu erhalten, weshalb 0,02 % als Untergrenze für die C-Zugabemenge festgelegt wurde.
  • Übersteigt ferner die C-Zugabemenge 0,3 %, nimmt nicht nur die Festigkeit des Stahlblechs mehr als nötig zu, sondern es auch die Schweißbarkeit, ein wichtiger Kennwert für ein Stahlmaterial für Kraftfahrzeuge, ist beeinträchtigt, weshalb die Obergrenze für die C-Zugabemenge auf 0,3 % festgelegt ist.
  • Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Co und Sn:
  • Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Co und Sn werden alle zugegeben, um die Mikrostruktur des Stahlmaterials einzustellen. Ist insbesondere die C-Zugabemenge aus Sicht der Schweißbarkeit begrenzt, ist die Zugabe geeigneter Mengen dieser Elemente zur effektiven Einstellung der Härtbarkeit des Stahls wirksam.
  • Ferner haben diese Elemente, wenngleich nicht in dem Maß wie Al und Si, den Effekt, die Cementitbildung zu unterdrücken, und können den Martensit-Volumemprozentsatz wirksam steuern. Weiterhin haben diese Elemente die Funktion, die dynamische Verformungsbeständigkeit bei hoher Geschwindigkeit zu erhöhen, indem sie durch feste Lösung die Ferrit- oder Bainitmatrix zusammen mit Al und Si verfestigen.
  • Liegen aber die Zugabemengen eines oder mehrerer dieser Elemente insgesamt unter 0,1 % oder liegt der Mn-Gehalt unter 0,05 %, ist es nicht mehr möglich, den erforderlichen Martensit-Volumenprozentsatz zu gewährleisten, die Festigkeit des Stahlmaterials fällt, und eine wirksame Senkung des Karosseriegewichts kann nicht mehr erreicht werden, weshalb die Untergrenze für den Mn-Gehalt auf 0,05 % und die Untergrenze für die Zugabemengen eines oder mehrerer der o. g. Elemente auf insgesamt 0,1 % festgelegt wurde.
  • Übersteigen dagegen die o. g. Zugabemengen insgesamt 3,5 %, übersteigt der Gehalt von Mn, Ni, Cr, Cu oder Co 3 %, übersteigt der Mo-Gehalt 1 % oder übersteigt der Sn-Gehalt 0,2 %, kommt es zu Härtung der Ferrit- oder Bainitmatrix und einem Rückgang der Formbarkeit des Stahlmaterials, einer Verringerung der Zähigkeit und einem Kostenanstieg des Stahlmaterials, weshalb die Obergrenze für die Zugabemengen auf insgesamt 3,5 %, die Obergrenze für den Gehalt von Mn, Ni, Cr, Cu und Co auf 3 %, die Obergrenze für den Mo-Gehalt auf 1 % und die Obergrenze für den Sn-Gehalt auf 0,2 % festgelegt ist.
  • Al, Si:
  • Al und Si sind beide ferritstabilisierende Elemente und bewirken eine bessere Formbarkeit des Stahlmaterials durch Erhöhen des Ferrit-Volumenprozentsatzes. Zudem unterdrücken Al und Si die Cementitbildung, so daß sie die Erzeugung von Bainit oder einer anderen Carbide aufweisenden Phase unterdrücken und die Martensitbildung effektiv bewirken können.
  • Als Zugabeelemente mit diesen Funktionen lassen sich neben Al und Si auch P oder Cu, Cr, Mo usw. nennen. Von einer geeigneten Zugabe dieser Elemente lassen sich ähnliche Effekte erwarten.
  • Liegen aber Al und Si insgesamt unter 0,05 %, ist die Unterdrückungswirkung auf die Cementitbildung unzureichend, und ein geeigneter Volumenprozentsatz von Martensit kann nicht erhalten werden, weshalb die Untergrenze für Al und/oder Si auf insgesamt 0,05 % festgelegt wurde.
  • Liegen Al und/oder Si insgesamt über 3 %, kommt es zu Verhärtung oder Versprödung der Ferrit- oder Bainitmatrix, Abnahme der Formbarkeit des Stahlmaterials, Rückgang der Zähigkeit und Anstieg der Stahlmaterialkosten, und die chemische Behandlungsfähigkeit und andere Kennwerte für die Oberflächenbehandlung sind spürbar beeinträchtigt, weshalb 3 % als Obergrenze für Al und/oder Si festgelegt wurde.
  • Nb, Ti, V:
  • Diese Elemente verbessern die Materialqualität über solche Mechanismen wie Bindung von Kohlenstoff und Stickstoff, Ausscheidungsverfestigung, Textursteuerung, Kornverfestigung usw. Nach Bedarf ist bevorzugt, eine oder mehrere Arten mit insgesamt mindestens 0,001 % zuzugeben. Ferner wird durch Nb- oder Ti-Zugabe eine für die Formhaltigkeit vorteilhafte Struktur beim Warmwalzen leicht gebildet, so daß bevorzugt ist, dies aktiv zu nutzen. Durch übermäßige Zugabe wird aber die Formbarkeit beeinträchtigt, weshalb 0,8 % als Gesamtobergrenze für ein oder mehrere Zugabeelemente festgelegt ist.
  • P:
  • P ist zur Festigkeitserhöhung des Stahlmaterials und gemäß der vorstehenden Erläuterung zur Gewährleistung des Martensits wirksam, aber bei Zugabe über 0,2 % kommt es zu Beeinträchtigung der Alterungsrißbeständigkeit oder Beeinträchtigung des Ermüdungskennwerts und der Zähigkeit, weshalb 0,2 % als Obergrenze festgelegt wurde. Um aber den Zugabeeffekt zu erhalten, ist die Aufnahme in einer Menge von mindestens 0,005 % bevorzugt.
  • B:
  • B ist zur Korngrenzenverfestigung und Festigkeitserhöhung des Stahlmaterials wirksam, aber über 0,01 % sättigt sich nicht nur die Wirkung, sondern die Festigkeit des Stahlblechs ist auch mehr als nötig erhöht, und die Formbarkeit für ein Teil fällt, weshalb die Obergrenze auf 0,01 % festge legt ist. Um den Zugabeeffekt zu erhalten, ist aber bevorzugt, daß mindestens 0,0005 % enthalten sind.
  • Ca, SEM:
  • Diese Elemente verbessern die Streckflanschformbarkeit durch Steuern der Form von Sulfiden, so daß bevorzugt ist, mindestens 0,0005 % bzw. mindestens 0,001 % nach Bedarf zuzugeben. Bei übermäßiger Zugabe zeigt aber sich keine spürbare Wirkung, und die Kosten steigen, weshalb die Obergrenzen für Ca und SEM auf 0,005 % bzw. 0,02 % festgelegt wurden.
  • N:
  • Wie C ist N zur Martensitbildung wirksam, neigt aber zugleich zu Beeinträchtigung der Zähigkeit und Duktilität des Stahlmaterials, weshalb die Menge vorzugsweise höchstens 0,01 % beträgt.
  • O:
  • O bildet Oxide und bewirkt als Einschluß Beeinträchtigung der Lochdehnbarkeit, dargestellt durch die Formbarkeit des Stahlmaterials, insbesondere der Streckflanschformbarkeit oder der Dauerfestigkeit oder Zähigkeit des Stahlmaterials, weshalb er vorzugsweise auf höchstens 0,01 % eingedämmt ist.
  • Im folgenden wird das Herstellungsverfahren der Erfindung erläutert.
  • Brammenwiedererwärmungstemperatur
  • Auf eine vorbestimmte Zusammensetzung eingestellter Stahl wird gegossen und dann direkt oder nach einmaliger Abkühlung auf höchstens die Ar3-Umwandlungstemperatur sowie Wiedererwärmung warmgewalzt. Liegt die Wiedererwärmungstemperatur hierbei unter 1000 °C, wird es schwierig, die vorbestimmte Endtemperatur beim Fertigwarmwalzen zu gewährleisten, weshalb 1000 °C als Untergrenze für die Wiedererwärmungstemperatur festgelegt wurde.
  • Übersteigt dagegen die Wiedererwärmungstemperatur 1300 °C, kommt es zu Ausbeutebeeinträchtigung infolge von Zunderbildung beim Erwärmen, und zugleich steigen die Produktionskosten, weshalb 1300 °C als Obergrenze für die Wiedererwärmungstemperatur festgelegt ist.
  • Auch bei lokaler oder gesamter Erwärmung der erwärmten Bramme inmitten des Warmwalzens zeigt sich keinerlei Wirkung auf die Kennwerte der Erfindung.
  • Warmwalzbedingungen
  • Durch Warmwalzen und anschließendes Abkühlen wird das Stahlblech auf die vorbestimmte Mikrostruktur und Textur eingestellt. Die abschließend erhaltenene Textur des Stahlblechs ändert sich stark infolge des Temperaturbereichs beim Warmwalzen. Fällt die Endtemperatur beim Warmwalzen unter Ar3 °C, so übersteigt die gleichmäßige Dehnungsanisotropie ΔuE1 4 % und die Formbarkeit ist erheblich beeinträchtigt, weshalb gilt: TFE ≥ Ar3 (°C) (1)
  • Allgemein mißt man TFE nach dem Gerüst für den letzten Stich beim Warmwalzen, bei Bedarf kann aber auch eine durch Berechnung erhaltene Temperatur verwendet werden.
  • Ferner ist die Obergrenze für die Endtemperatur beim Warmwalzen nicht speziell eingeschränkt, liegt sie aber über (Ar3 + 180) °C, gehen die Oberflächeneigenschaften infolge der auf der Stahlblechoberfläche erzeugten Oxidschicht zurück, so daß höchstens (Ar3 + 180) °C bevorzugt ist.
  • Strebt man nach besseren Oberflächeneigenschaften, ist bevorzugt, TFE auf höchstens (Ar3 + 150) °C festzulegen.
  • Fällt aber im Verfahren zur Herstellung von hochfestem warmgewalztem Stahlblech mit einer Mikrostruktur mit Ferrit oder Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und ausgezeichneter Formhaltigkeit unabhängig von der chemischen Zusammensetzung TFE unter 800 °C, wird die Drucklast beim Warmwalzen zu hoch, und zugleich steigt die Duktilitätsanisotropie des Stahlblechs, weshalb gilt: TFE ≥ 800 °C (1').
  • Liegt ferner die Anfangstemperatur TFS beim Fertigwarmwalzen über 1100 °C, sind die Oberflächeneigenschaften des Stahlblechs erheblich beeinträchtigt, weshalb gilt: TFS ≤ 1100 °C (2).
  • Beträgt zudem die Differenz zwischen TFS und TFE 120 °C oder mehr, entwickelt sich die Textur nicht ausreichend und sowohl ausgezeichnete Formhaltigkeit als auch niedrige Anisotropie werden nicht erreicht, wobei es im Betrieb aber schwierig wird, die Differenz auf höchstens 20 °C zu begrenzen, weshalb gilt: 20 °C ≤ (TFS – TFE) ≤ 120 °C (4).
  • Hierbei müssen im Verfahren zur Herstellung von hochfestem warmgewalztem Stahlblech mit einer Mikrostruktur, die Martensit mit einem Volumenprozentsatz von 1 bis 25 % aufweist, und ausgezeichneter Formhaltigkeit die rechnerische Restverformung Δε am Ende des Fertigwalzens, die Anfangstemperatur TFS beim Fertigwarmwalzen und die Endtemperatur TFE beim Fertigwarmwalzen die folgende Beziehung (3) erfüllen. Ist sie nicht erfüllt, wird keine für die Formhaltigkeit vorteilhafte Textur beim Warmwalzen erzeugt: Δε ≥ (TFS – TFE)/375 (3).
  • Zu beachten ist, daß Δε ermittelt wird anhand der Vergleichsformänderung εi (i = 1 bis n), die an jedem Gerüst bzw. jeder Stufe der n Fertigwalzstufen für das Walzen vorliegt, der Zeit ti (s) (i = 1 bis n – 1) zwischen Gerüsten, der Zeit tn (s) vom letzten Gerüst bzw. Stufe bis zum Abkühlungsbeginn, der Walztemperatur Ti (K) (i = 1 bis n) an jedem Gerüst bzw. Stufe und einer Konstante R = 1,987. ε = Δε1 + Δε2 + ... + Δεn,wobei Δεi = εi × exp{–(ti*/τn)2/3} τi = 8,46 × 10-9 × exp{43800/R/Ti} ti* = τn × (ti/τi + t(i + 1)/τ(i + 1) + ... + tn/τn)
  • Ferner hat beim Warmwalzen nach diesem Verfahren auch die Abnahme im Temperaturbereich von Ar3 bis (Ar3 + 150) °C große Auswirkung auf die Texturbildung des Fertigstahlblechs. Liegt die Abnahme in diesem Temperaturbereich unter 25 %, entwickelt sich die Textur nicht ausreichend, und das abschließend erhaltene Stahlblech zeigt keine gute Formhaltigkeit, weshalb die Abnahmeuntergrenze im Temperaturbereich von Ar3 bis (Ar3 + 150) °C auf 25 % festgelegt wurde.
  • Je höher die Abnahme ist, um so stärker entwickelt sich die gewünschte Textur, so daß die Abnahme vorzugsweise auf mindestens 50 % festgelegt ist. Stärker bevorzugt beträgt sie mindestens 75 %.
  • Die Obergrenze für die Abnahme ist nicht speziell eingeschränkt, aber eine Abnahme von 99 % oder darüber führt zu großer Belastung der Anlage und zeigt keine besondere Wirkung, so daß die Obergrenze vorzugsweise auf unter 99 % festgelegt ist.
  • Hierbei gilt: Ar3 = 901 – 325 × C% + 33 × Si% + 287 × P% + 40 × Al% – 92 × (Mn% + Mo% + Cu%) – 46 × (Cr% + Ni%).
  • Auch bei Warmwalzdurchführung in diesem Temperaturbereich unter gewöhnlichen Bedingungen ist die Formhaltigkeit des Fertigstahlblechs hoch, ist aber eine weitere Verbesserung der Formhaltigkeit erforderlich, wird der Reibungskoeffizient in mindestens einem Stich des in diesem Temperaturbereich durchgeführten Warmwalzens auf höchstens 0,2 eingedämmt.
  • Übersteigt der Reibungskoeffizient 0,2, kommt es zu keinem besonderen Unterschied gegenüber normalem Warmwalzen, weshalb 0,2 als Obergrenze für den Reibungskoeffizienten festgelegt ist.
  • Andererseits gilt: Je niedriger der Reibungskoeffizient ist, um so schwerer ist die Bildung der Schertextur an der Oberfläche und um so besser ist die Formhaltigkeit, weshalb die Untergrenze für den Reibungskoeffizienten nicht speziell eingeschränkt ist, wobei es aber unter 0,05 schwierig wird, die Betriebsstabilität zu gewährleisten, weshalb bevorzugt ist, daß der Koeffizient auf mindestens 0,05 festgelegt ist.
  • Weiterhin sind Bearbeiten, Abspritzen mit Wasser unter hohem Druck, Abspritzen mit feinen Teilchen usw. zum Entzundern vor Warmwalzen zur Erhöhung der Oberflächeneigenschaften des Fertigstahlblechs wirksam und somit bevorzugt.
  • Für die Abkühlung nach Warmwalzen ist eine Steuerung der Wickeltemperatur am wichtigsten, wobei aber bevorzugt ist, die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf mindestens 15 °C/s einzustellen. Vorzugsweise beginnt die Abkühlung rasch nach dem Warmwalzen. Ferner bewahrt auch Luftkühlung bei der Abkühlung die Kennwerte des Fertigstahlblechs vor Beeinträchtigung.
  • Um die so gebildete Austenittextur an das warmgewalzte Fertigstahlblech weiterzugeben, ist es notwendig, das Blech bei höchstens der kritischen Temperatur T0 (°C) gemäß der nachfolgenden Beziehung (5) zu wickeln. Daher wurde T0 (°C) in der Bestimmung durch die Stahlzusammensetzung als Obergrenze für die Wickeltemperatur festgelegt.
  • Thermodynamisch definiert ist diese Temperatur T0 als die Temperatur, bei der Austenit und Ferrit mit gleicher Zusammensetzung wie Austenit die gleiche freie Energie haben, und sie kann mit Hilfe der nachfolgenden Beziehung (5) unter Berücksichtigung der von C abweichenden Komponenten einfach berechnet werden.
  • Die Wirkung anderer Komponenten als die in der Erfindung festgelegten Komponenten auf die Temperatur T0 ist nicht so groß, weshalb sie hier vernachlässigt wurde.
  • Endet die Abkühlung über der durch die chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials bestimmten Temperatur T0 und wird das Blech in diesem Zustand gewickelt, entwickelt sich auch bei Erfüllung der o. g. Warmwalzbedingungen die gewünschte Textur am abschließend erhaltenen Stahlblech nicht ausreichend, und die Formhaltigkeit des Stahlblechs wird nicht hoch. T0 = –650,4 × {C%/(1,82 × C% – 0,001)} + B (5),wobei B anhand der Stahlzusammensetzung, ausgedrückt in Masse-%, ermittelt wird: B = –50,6 × Mneq + 894,3 Mneq = Mn% + 0,24 × Ni% + 0,13 × Si% + 0,38 × Mo% + 0,55 × Cr% + 0,16 × Cu% – 0,50 × Al% – 0,45 × Co% + 0,90 × V%.
  • Übersteigt bei Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, dessen Mikrostruktur Ferrit oder Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz besitzt, die Wickeltemperatur 700 °C, wird die Gewährleistung einer Wickeltemperatur über die gesamte Länge des Coils schwierig und zu einer Ursache für Materialqualitätsabweichungen. Gehören zudem Ti-, Nb- und/oder V-Carbid bildende Elemente dazu, wachsen diese Carbide an den Korngrenzen an, und die Verformbarkeit ist letztendlich erheblich beeinträchtigt. Daher wurde 700 °C als Obergrenze für die Wickeltemperatur festgelegt.
  • Fällt dagegen die Wickeltemperatur unter 400 °C, wird die Austenitphase oder Martensitphase im Stahlblech in großer Menge erzeugt, und die abschließende Verformbarkeit geht zurück, weshalb 400 °C als Untergrenze für die Wickeltemperatur gilt.
  • Übersteigt weiterhin bei Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, dessen Mikrostruktur Martensit mit einem Volumenprozentsatz von 1 bis 25 % aufweist, die Wickeltemperatur 400 °C, bildet sich keine Martensitphase. Daher wurde 400 °C als Obergrenze für die Wickeltemperatur festgelegt. Unter diesem Gesichts- Punkt ist die Obergrenze für die Wickeltemperatur vorzugsweise auf 350 °C, stärker bevorzugt auf 300 °C festgelegt.
  • Zu beachten ist, daß es zur Einstellung der Wickeltemperatur auf einen Wert unter der Raumtemperatur nicht nur übermäßiger Anlageninvestitionen bedarf, sondern auch kein spürbarer Effekt erhalten werden kann, weshalb bevorzugt ist, die Raumtemperatur als Untergrenze für die Wickeltemperatur festzulegen.
  • Dressierstichwalzen
  • Durch Dressieren des durch das o. g. Verfahren hergestellten Stahls der Erfindung vor dem Versand wird die Form des Stahlblechs ausgezeichnet. Liegt hierbei die Dressierabnahme unter 0,1 %, ist die Wirkung gering, so daß 0,1 % als Untergrenze für die Dressierabnahme festgelegt wurde.
  • Zum Dressieren über 5 % muß ferner eine gewöhnliche Dressiermaschine umgebaut werden, wirtschaftliche Nachteile entstehen, und die Formbarkeit des Stahlblechs ist erheblich beeinträchtigt, weshalb 5 % als Obergrenze für die Dressierabnahme gilt.
  • Weiterhin ist das in der Erfindung festgelegte Streckgrenzenverhältnis das Verhältnis der Bruchfestigkeit (MPa), erhalten an einem gewöhnlichen JIS-Zugprüfstück Nr. 5, und der Streckgrenze (0,2-%-Dehngrenze), d. h. das Streckgrenzenverhältnis (Streckgrenze/Zugfestigkeit × 100), und aus Sicht der Formbarkeit beträgt das Verhältnis vorzugsweise höchstens 70 %. Übersteigt ferner das Streckgrenzenverhältnis nicht 65 %, ist es möglich, die Formhaltigkeit zu verbessern, weshalb dieser Wert bevorzugt ist.
  • Plattierung
  • Plattierungsart und -verfahren unterliegen keiner speziellen Einschränkung. Die Wirkung der Erfindung läßt sich durch Elektroplattieren, Schmelzplattieren oder Dampfabscheidungsplattieren usw. erhalten.
  • Das Stahlblech der Erfindung kann zum Biegen verwendet werden aber auch zu hauptsächlich Biegen aufweisender gemischter Formgebung, z. B. Biegen, Stanzstreckformen, Einschnüren usw.
  • BEISPIELE
  • Beispiel 1
  • Im folgenden wird ein Beispiel für hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit beschrieben, dessen Mikrostruktur Ferrit oder Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz besitzt.
  • Die Stahlmaterialien A bis K gemäß Tabelle 1 wurden auf 1100 bis 1270 °C erwärmt und unter den Warmwalzbedingungen gemäß Tabelle 2 warmgewalzt, um warmgewalzte Stahlbleche mit 2,5 mm Dicke zu erhalten. Die Ergebnisse der verschiedenen Bewertungsarten der warmgewalzten Stähle sind in Tabelle 3 und Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 1
    Stahlart C Si Mn P S Al Ti Nb V Mo Cr
    A 0,03 0,06 0,30 0,009 0,004 0,042
    B 0,04 0,32 0,54 0,012 0,005 0,045 0,13
    C 0,06 0,83 1,32 0,010 0,006 0,036 0,11 0,033
    D 0,05 0,02 0,78 0,016 0,007 0,039 0,010
    E 0,04 0,03 0,82 0,011 0,005 0,028 0,13 0,021 0,01
    F 0,06 0,25 1,22 0,021 0,005 0,043 0,210 0,030 0,05
    G 0,07 0,11 0,98 0,013 0,006 0,036 0,18 0,040
    H 0,08 0,68 1,36 0,014 0,008 0,042 0,35 0,02
    I 0,09 0,62 1,10 0,009 0,004 0,031 0,025
    J 0,1 0,55 1,39 0,012 0,002 0,040
    K 0,26 0,65 3,57 0,006 0,004 0,035 0,06 0,043
    Stahlart Cu Ni Co B N O Sn Ca/SEM Klasse
    A 0,0020 0,002 0,02 Erfindungsstahl
    B 0,0021 0,0019 0,004 Erfindungsstahl
    C 0,0038 0,003 Ca0,003 Erfindungsstahl
    D 0,07 0,0022 0,003 Erfindungsstahl
    E 0,0030 0,002 Erfindungsstahl
    F 0,0023 0,002 Erfindungsstahl
    G 0,2 0,1 0,0018 0,001 Erfindungsstahl
    H 0,0031 0,003 Ca:0,002 Erfindungsstahl
    I 0,0020 0,002 Erfindungsstahl
    J 0,0026 0,001 Erfindungsstahl
    K 0,0021 0,002 La0,0025 Vergleichsstahl
  • Die unterstrichenen Werte liegen außerhalb des Bereichs der Erfindung.
  • Figure 00340001
  • Figure 00350001
  • Figure 00360001
  • Bewertet wurde die Formhaltigkeit mit Hilfe von bandförmigen Proben mit 270 mm Länge × 50 mm Breite × Blechdicke, die zu diesen Formen durch eine Stanzbreite von 78 mm, eine Prismenschulter R 5 mm, eine Stempelschulter R 5 mm und verschiedene faltenverhindernde Drücke ausgebildet wurden, wonach der Wölbungsbetrag der Wandteile als Krümmungsradius ρ (mm) gemessen und der Kehrwert 1000/ρ erhalten wurde. Je kleiner 1000/ρ ist, um so besser ist die Formhaltigkeit.
  • Allgemein ist bekannt, daß mit zunehmender Festigkeit eines Stahlblechs die Formhaltigkeit zurückgeht. Im Rahmen der Erfindung wurden reale Teile geformt. Beträgt anhand der Ergebnisse der Wert 1000/ρ bei einem faltenverhindernden Druck von 70 kN in der Messung durch das o. g. Verfahren mindestens 0 (mm-1) und wird höchstens (0,012 × TS – 4,5) (mm-1) bezogen auf eine Zugfestigkeit TS [MPa] des Stahlblechs, erhält man eine überaus hervorragende Formhaltigkeit.
  • Daher wird 0 ≤ 1000/ρ ≤ (0,012 × TS – 4,5) als Bedingung für ausgezeichnete Formhaltigkeit bewertet.
  • Nimmt hierbei der faltenverhindernde Druck zu, sinkt der 1000/ρ in der Tendenz. Unabhängig von der Auswahl des faltenverhindernden Drucks ändert sich aber nicht der Grad der überlegenen Formhaltigkeit des Stahlblechs. Daher repräsentiert die Bewertung des faltenverhindernden Drucks von 70 kN gut die Formhaltigkeit des Stahlblechs.
  • Die Bewertung der Lochdehnbarkeit erfolgt durch das Lochdehnungsverhältnis (nachfolgende Beziehung) des Lochdurchmessers d (mm) zum Anfangslochdurchmesser von 10 mm bei Stanzen eines Lochs mit 10 mm Durchmesser in der Mitte eines Prüfstücks mit 100 mm Seitenlänge, Dehnen des Anfangslochs durch einen Kegelstempel mit 60 ° Spitzenwinkel und Ermöglichen, daß ein Riß das Stahlblech durchläuft: λ = {(d – 10)/10} × 100 (%)
  • Das Lochdehnungsverhältnis ist allgemein beeinträchtigt, wenn die Festigkeit des Stahlblechs steigt.
  • Daher diente (Lochdehnungsverhältnis λ [%]/Zugfestigkeit TS des Stahlblechs [MPa]) als Indikator für die Lochdehnbarkeit, und ein Wert von mindestens 0,15 wurde als gute Lochdehnbarkeit bewertet.
  • Der r-Wert, die Duktilitätsanisotropie und der Alterungsindex AI wurden mit Hilfe eines JIS-Zugprüfstücks Nr. 5 gemessen. Die Röntgenstrahlenmessung erfolgte ferner durch Herstellen einer Probe parallel zur Blechebene an einer Position von 7/16 der Blechdicke als repräsentativer Wert für das Stahlblech.
  • In Tabelle 2 hatten Nr. 5 bis 11, Nr. 13 und Nr. 15 alle Warmwalzbedingungen außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die Duktilitätsanisotropien groß waren und in einigen Fällen auch die Formhaltigkeit nicht ausreichend war, weshalb keine hochfesten Stahlbleche mit Formhaltigkeit, geringer Anisotropie und guter Lochdehnbarkeit erhalten wurden.
  • Nr. 21 hat eine Zusammensetzung und Warmwalzbedingungen außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß ihre Formhaltbarkeit und Lochdehnbarkeit nicht zufriedenstellend waren.
  • Bei der Herstellung von Stählen mit einer chemischen Zusammensetzung im Bereich der Erfindung durch Warmwalzbedingungen im Bereich der Erfindung wird deutlich, daß gute Duktilitätsanisotropie und Lochdehnbarkeit sowie gute Formhaltigkeit erhalten werden.
  • Beispiel 2
  • Hierbei handelt es sich um ein Beispiel für hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, das eine Mehrphasenstruktur mit einer Mikrostruktur aus Ferrit oder Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz hat und Martensit mit einem Volumenprozentsatz von 1 bis 25 % aufweist.
  • Die Stahlmaterialien A bis L mit der chemischen Zusammensetzung gemäß Tabelle 5 wurden auf 1100 bis 1270 °C erwärmt und unter den Warmwalzbedingungen gemäß Tabelle 6 warmgewalzt, um warmgewalzte Stahlbleche mit 2,5 mm Dicke zu erhalten. Die Ergebnisse verschiedener Arten von Messungen und Bewertungen sind in Tabelle 6 und Tabelle 7 (Fortsetzung von Tabelle 6) gezeigt.
  • Bewertet wurde die Formhaltigkeit mit Hilfe von bandförmigen Proben mit 270 mm Länge × 50 mm Breite × Blechdicke, die zu diesen Formen durch eine Stanzbreite von 78 mm, eine Prismenschulter R 5 mm, eine Stempelschulter R 5 mm und verschiedene faltenverhindernde Drücke ausgebildet wurden, wonach der Verbeulungsbetrag der Wandteile als Krümmungsradius ρ (mm) gemessen und der Kehrwert 1000/ρ erhalten wurde. Je kleiner 1000/ρ ist, um so besser ist die Formhaltigkeit.
  • Allgemein ist bekannt, daß mit steigender Festigkeit eines Stahlblechs die Formhaltigkeit zurückgeht. Im Rahmen der Erfindung wurden reale Teile geformt. Beträgt anhand der Ergebnisse der Wert 1000/ρ bei einem faltenverhindernden Druck von 70 kN in der Messung durch das o. g. Verfahren mindestens 0 (mm-1) und wird höchstens (0,012 × TS – 4,5) (mm-1) bezogen auf eine Zugfestigkeit TS [MPa] des Stahlblechs, erhält man eine überaus hervorragende Formhaltigkeit.
  • Daher wird 0 ≤ 1000/ρ ≤ (0,012 × TS – 4,5) als Bedingung für eine ausgezeichnete Formhaltigkeit bewertet.
  • Nimmt hierbei der faltenverhindernde Druck zu, sinkt der 1000/ρ in der Tendenz. Unabhängig von der Auswahl des faltenverhindernden Drucks ändert sich aber nicht der Grad der überlegenen Formhaltigkeit des Stahlblechs. Daher repräsentiert die Bewertung des faltenverhindernden Drucks von 70 kN gut die Formhaltigkeit des Stahlblechs.
  • Der r-Wert, die Duktilitätsanisotropie und das Streckgrenzenverhältnis (YR) wurden mit Hilfe eines JIS-Zugprüf stücks Nr. 5 gemessen. Außerdem wurden die Röntgenstrahlen durch Herstellen einer Probe parallel zur Blechebene an einer Position von 7/16 der Blechdicke als repräsentativer Wert für das Stahlblech gemessen.
  • In Tabelle 6 und Tabelle 7 hatten Nr. 2, 5, 7, 9 bis 11, 13, 15, 17, 18 sowie 21 bis 23 alle Warmwalzbedingungen und/oder Zusammensetzungen außerhalb des Bereichs der Erfindung weshalb die Duktilitätsanisotropien groß waren, in einigen Fällen auch die Formhaltigkeit nicht ausreichte und auch die YR-Werte nicht erfüllt waren, wodurch keine hochfesten Stahlbleche mit Formhaltigkeit und geringer Anisotropie erhalten wurden.
  • Bei Herstellung von Stählen mit einer chemischen Zusammensetzung im Bereich der Erfindung und durch Warmwalzbedingungen im Bereich der Erfindung wird deutlich, daß gute Duktilitätsanisotropie, Formhaltigkeit und YR-Werte erhalten werden. Tabelle 5
    Symbol Chemische Zusammensetzung (Masse-%)
    C Si Al Si + Al Mn Ni Cr Cu Mo W Co Sri *1
    A 0,03 0,02 0,040 0,060 1,10 1,10
    B 0,06 1,2 0,048 1,258 1,05 0,1 1,15
    C 0,06 1,10 0,032 1,132 0,98 0,3 1,28
    D 0,08 0,01 0,300 0,310 1,50 0,4 1,90
    E 0,08 1,35 0,030 1,380 0,72 0,1 0,2 1,02
    F 0,11 0,09 0,045 0,135 1,80 0,3 2,10
    G 0,07 1,25 0,035 1,285 0,75 0,75
    H 0,10 0,04 0,041 0,081 1,92 1,92
    I 0,11 0,29 0,520 0,810 2,54 2,54
    J 0,13 1,05 0,032 1,082 2,32 0,5 2,82
    K 0,005 0,09 0,041 0,131 0,82 0,02 0,84
    L 0,05 1,02 0,038 1,058 0,03 0,03
    Symbol Chemische Zusammensetzung (Masse-%) (Fortsetzung) Anmerkungen
    Nb Ti *2 V P S N B Ca SEM
    A 0,030 0,03 0,009 0,004 0,003 Erf.-stahl
    B 0,012 0,005 0,002 0,0008 Erf.-stahl
    C 0,020 0,020 0,04 0,010 0,002 0,003 Erf.-stahl
    D 0,012 0,003 0,003 0,001 Erf.-stahl
    E 0,021' 0,021 0,010 0,006 0,003 0,002 Erf.-stahl
    F 0,009 0,001 0,002 Erf.-stahl
    G 0,018 0,082 0,1 0,005 0,003 0,003 Erf.-stahl
    H 0,015 0,092 0,107 0,012 0,001 0,003 0,0018 Erf.-stahl
    I 0,012 0,011 0,023 0,01 0,011 0,002 0,002 0,001 Erf.-stahl
    J 0,020 0,02 Erf.-stahl
    K 0,029 0,029 0,022 0,006 0,003 0,001 Vgl.-stahl
    L Vgl.-stahl
    • Die unterstrichenen Werte liegen außerhalb des Bereichs der Erfindung.
    • *1: Mn + Ni + Cr + Cu + Mo + W + Co + Sn
    • *2: Nb + Ti
  • Figure 00420001
  • Figure 00430001
  • Wie zuvor erläutert, wird es erfindungsgemäß möglich, Dünnstahlblech mit geringer Rückfederung, ausgezeichneter Formhaltigkeit und zugleich Preßformbarkeit mit geringer Anisotropie bereitzustellen, es wird möglich, hochfestes Stahlblech auch für Teile zu verwenden, für die der Gebrauch von hochfestem Stahlblech wegen des Problems schlechter Form in der Vergangenheit schwierig war, zugleich wird es möglich, sowohl Sicherheit des Kraftfahrzeugs als auch Gewichtssenkung des Kraftfahrzeugs zu erreichen, und es wird möglich, einen großen Beitrag zur Kraftfahrzeugherstellung zu leisten, der den Anforderungen des Umweltschutzes und der Gesellschaft Rechnung trägt, z. B. Verringerung des CO2-Ausstoßes. Daher ist die Erfindung eine Erfindung mit äußerst hohem gewerblichem Wert.

Claims (13)

  1. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, wobei Ferrit oder Bainit die maximale Phase in Volumenprozent ist, das alle der folgenden Bedingungen bei mindestens 1/2 Blechdicke erfüllt: (1) ein Mittelwert zufälliger Röntgenintensitätsverhältnisse einer Gruppe von Orientierungen {100}<011> bis {223}<110> beträgt mindestens 2,5, (2) ein Mittelwert des zufälligen Röntgenintensitätsverhältnisses dreier Orientierungen {554}<225>, {111}<112>, {111}<110> beträgt höchstens 3,5, (3) ein zufälliges Röntgenintensitätsverhältnis von {100} <011> ist größer als das von {211}<011>, (4) ein zufälliges Röntgenintensitätsverhältnis von {100} <011> beträgt mindestens 2,5, mit einem r-Wert in Walzrichtung und/oder einem r-Wert senkrecht zur Walzrichtung von höchstens 0,7, mit einer gleichmäßigen Dehnungsanisotropie ΔuE1 von höchstens 4 %, mit einer lokalen Dehnungsanisotropie ΔLE1 von mindestens 2 und mit einem Wert ΔuE1, der höchstens ΔLE1 beträgt, wobei: ΔuE1 = {|uE1(L) – uE1(45°)| + |uE1(C) – uE1(45°)|}/2 ΔLE1 = {|LE1(L) – LE1(45°)| + |LE1(C) – LE1(45°)|}/2uE1(L): gleichmäßige Dehnung in Walzrichtung uE1(C): gleichmäßige Dehnung in Querrichtung uE1(45°): gleichmäßige Dehnung in 45°-Richtung LE1(L): lokale Dehnung in Walzrichtung LE1(C): lokale Dehnung in Querrichtung LE1(45°): lokale Dehnung in 45°-Richtung
  2. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Belegungsrate von Eisencarbid, dessen Durchmesser mindestens 0,2 μm beträgt, höchstens 0,3 % beträgt.
  3. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Alterungsindex AI mindestens 8 MPa beträgt.
  4. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es in Gew.-% enthält: C: 0,01 bis 0,2 %, Si: 0,001 bis 2,5 %, Mn: 0,01 bis 2,5 %, P: höchstens 0,2 %, S: höchstens 0,03 %, Al: 0,01 bis 2 %, N: höchstens 0,01 %, O: höchstens 0,01 %, optional ein oder mehrere Elemente, die aus Nb, Ti und V ausgewählt sind, mit insgesamt 0,001 bis 0,8 % und ferner optional ein oder mehrere Elemente, die ausgewählt sind aus: B: höchstens 0,01 %, Mo: höchstens 1 %, Cr: höchstens 1 %, Cu: höchstens 2 %, Ni: höchstens 1 %, Sn: höchstens 0,2 %, Co: höchstens 2 %, Ca: 0,0005 bis 0,005 %, SEM (Metalle der Seltenen Erden): 0,001 bis 0,05 %, Mg: 0,0001 bis 0,05 % und Ta: 0,0001 bis 0,05 %. sowie als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen.
  5. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es in Gew.-% enthält: C: 0,02 bis 0,3 %, mindestens ein oder mehrere aus der folgenden Gruppe ausgewählte Elemente mit insgesamt 0,1 bis 3,5 Gew.-%: Mn: 0,05 bis 3 %, Ni: höchstens 3 %, Cr: höchstens 3 %, Cu: höchstens 3 %, Mo: höchstens 1 %, Co: höchstens 3 % und Sn: höchstens 0,2 %, mindestens ein oder beide der folgenden Elemente mit insgesamt 0,02 bis 3 Gew.-%: Si: höchstens 3 % und Al: höchstens 3 %, optional ein oder mehrere Elemente, die aus Nb, Ti und V ausgewählt sind, mit insgesamt 0,001 bis 0,8 %, ferner optional ein oder mehrere Elemente, die aus der folgenden Gruppe ausgewählt sind, die aus P: höchstens 0,2 %, B: höchstens 0,01 %, Ca: 0,0005 bis 0,005 % und SEM (Metalle der Seltenen Erden): 0,001 bis 0,02 % besteht, und als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, sowie mit einer Mehrphasenstruktur, wobei Ferrit oder Bainit die maximale Phase in Volumenprozent ist und ein prozentuales Volumen von Martensit 1 bis 25 % beträgt.
  6. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 4, wobei das Stahlblech plattiert ist.
  7. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 5, wobei das Stahlblech plattiert ist.
  8. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, das die folgenden Schritte aufweist: Warmwalzen einer Gußbramme mit einer Zusammensetzung nach Anspruch 4, die sich im Gußzustand befindet oder einmal abgekühlt und dann auf einen Temperaturbereich von 1000 bis 1300 °C wiedererwärmt wurde, mit einer Gesamtabnahme von mindestens 25 % bei Ar3 bis (Ar3 + 150) °C, einer Temperatur TFS beim Fertigwarmwalzbeginn und einer Temperatur TFE beim Fertigwarmwalzende, wobei gleichzeitig die nachfolgenden Gleichungen (1) bis (4) erfüllt werden, und Abkühlen des warmgewalzten Stahlblechs, anschließendes Wickeln unter einer kritischen Temperatur T0, die durch die chemische Zusammensetzung des Stahlblechs gemäß der nachfolgenden Gleichung (5) bestimmt ist, und bei einer Temperatur von 400 bis 700 °C, TFE ≥ Ar3 (1) TFE ≥ 800°C (1') TFS ≤ 1100°C (2) 20°C ≤ FS – TFE ≤ 120°C (4) T0 = –654.4 × {C%/(1.82 × C% – 0.001)} + B (5)wobei B anhand der Zusammensetzung des Stahls, ausgedrückt in Gew.-%, ermittelt wird: B = –50.6 × Mneq + 894.3 Mneq = Mn% + 0.24 × Ni% + 0.13 × Si% + 0.38 × Mo% + 0.55 × Cr% + 0.16 × Cu% – 0.50 × Al% – 0.45 × Co% + 0.90 × V% Ar3 = 901 – 325 × C% + 33 × Si% + 287 × P% + 40 × Al% – 92 × (Mn% + Mo% + Cu%) – 46 × (Cr% + Ni%)
  9. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 8, ferner gekennzeichnet durch Steuern eines Reibungskoeffizienten auf höchstens 0,2 in mindestens einem Stich beim Warmwalzen in einem Temperaturbereich von Ar3 bis (Ar3 + 150) °C.
  10. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, gekennzeichnet durch Anwenden von Dressierstichwalzen mit 0,1 bis 5 % auf warmgewalztes Stahlblech, das durch das Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 8 hergestellt ist.
  11. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, das die folgenden Schritte aufweist: Warmwalzen einer Gußbramme mit einer Zusammensetzung nach Anspruch 5, die sich im Gußzustand befindet oder einmal abgekühlt und dann auf einen Bereich von 1000 bis 1300 °C wiedererwärmt wurde, mit einer Gesamtabnahme von mindestens 25 % bei Ar3 bis (Ar3 + 150) °C, einer Temperatur TFS beim Fertigwarmwalzbeginn, einer Temperatur TFE beim Fertigwarmwalzende und einer rechnerischen Restverformung Δε, wobei gleichzeitig die nachfolgenden Beziehungen (1) bis (4) erfüllt werden, und Abkühlen des warmgewalzten Stahlblechs, anschließendes Wickeln unter einer kritischen Temperatur T0, die durch die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der nachfolgenden Beziehung (5) bestimmt ist, und bei einer Temperatur von höchstens 400 °C, TFE ≥ Ar3(°C) (1) TFS ≤ 1100°C (2) Δε ≥ (TFS – TFE)/375 (3) 20°C ≤ (TFS – TFE) ≤ 120°C (4) T0 = –650.4 × {C%/(1.82 × C% – 0.001)} + B (5)wobei B anhand der Zusammensetzung des Stahls, ausgedrückt in Gew.-%, ermittelt wird: B = 50.6 × Mneq + 894.3 Mneq = Mn% + 0.24 × Ni% + 0.13 × Si% + 0.38 × Mo% + 0.55 × Cr% + 0.16 × Cu% – 0.50 × Al% – 0.45 × Co% + 0.90 × V%wobei Ar3 = 901 – 325 × C% + 33 × Si% + 287 × P% + 40 × Al% – 92 × (Mn% + Mo% + Cu%) – 46 × (Cr% + Ni%) Δε anhand der Äquivalenzverformung εi (i = 1 bis n) an jedem Gerüst der n Fertigwalzstationen für das Walzen, der Zeit ti (s) (i = 1 bis n-1) zwischen Gerüsten, der Zeit tn (s) vom letzten Gerüst bis zum Abkühlungsbeginn, der Walztemperatur Ti (K) (i = 1 bis n) an jedem Gerüst und einer Konstante R = 1,987 ermittelt wird: ε = Δε1 + Δε2 + ... + Δεnwobei Δεi = εi × exp{–(ti*/τn)2/3} τi = 8.46 × 10-9 × exp{43800/R/Ti} ti* = τn × {ti/τi + t(i + 1)/τ(i + 1) + ... + tn/τn}
  12. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 11, ferner gekennzeichnet durch Steuern eines Reibungskoeffizienten auf höchstens 0,2 in mindestens einem Stich beim Warmwalzen in einem Temperaturbereich von Ar3 bis (Ar3 + 150) °C.
  13. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit, gekennzeichnet durch Anwenden von Dressierstichwalzen mit 0,1 bis 5 % auf warmgewalztes Stahlblech, das durch das Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 11 hergestellt ist.
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016005531A1 (de) * 2016-05-02 2017-11-02 Vladimir Volchkov Niedriggekohlter Stahl
DE102017216982A1 (de) * 2017-09-25 2019-03-28 Thyssenkrupp Ag Monolithische eisenbasierte Abschirmprodukte
DE102017123236A1 (de) * 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
WO2019214901A1 (de) * 2018-05-09 2019-11-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hybrides stahl-kunststoffgehäuse für leistungselektronik

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4502947B2 (ja) * 2005-12-27 2010-07-14 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた鋼板
EP2020451A1 (de) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit hoher Widerstandsfähigkeit und Duktilität und damit hergestellte Bleche
DE102008029581A1 (de) * 2007-07-21 2009-01-22 Sms Demag Ag Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Bändern aus Silizum-Stahl oder Mehrphasenstahl
PL2546377T3 (pl) * 2010-03-10 2019-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o dużej wytrzymałości i sposób jej wytwarzania
KR101166972B1 (ko) 2010-03-29 2012-07-23 현대제철 주식회사 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR101167015B1 (ko) 2010-03-29 2012-07-24 현대제철 주식회사 고강도 ａｐｉ 열연강판 및 그 제조 방법
JP5609223B2 (ja) * 2010-04-09 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 温間加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2011161833A1 (ja) * 2010-06-21 2011-12-29 新日本製鐵株式会社 耐加熱黒変性に優れた溶融ａ１めっき鋼板及びその製造方法
JP5429429B2 (ja) * 2011-03-18 2014-02-26 新日鐵住金株式会社 プレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
BR112013025015B1 (pt) * 2011-03-28 2018-11-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma
WO2012133636A1 (ja) * 2011-03-31 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101555418B1 (ko) 2011-04-13 2015-09-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
EP2698440B1 (de) * 2011-04-13 2018-05-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfestes warmgewalztes stahlblech mit hervorragender lokaler verformbarkeit und herstellungsverfahren dafür
PL2698443T3 (pl) 2011-04-13 2018-05-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Stal walcowana na gorąco do cyjanowania gazowego i sposób jej wytwarzania
US9631265B2 (en) 2011-05-25 2017-04-25 Nippon Steel Hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR101267775B1 (ko) * 2011-07-28 2013-05-27 현대제철 주식회사 상변태 온도 예측 방법 및 이를 이용한 강재 제조 방법
US9828648B2 (en) * 2011-12-12 2017-11-28 Jfe Steel Corporation Steel sheet with excellent aging resistance property and method for producing the same
KR101630550B1 (ko) * 2011-12-27 2016-06-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
RU2587003C2 (ru) * 2012-01-05 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
EP2811046B1 (de) 2012-01-31 2020-01-15 JFE Steel Corporation Warmgewalztes stahlblech für eine generatorrippe und herstellungsverfahren dafür
WO2014097430A1 (ja) 2012-12-19 2014-06-26 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US20140261914A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Method of producing hot rolled high strength dual phase steels using room temperature water quenching
CN103331308B (zh) * 2013-05-22 2015-06-17 武汉钢铁(集团)公司 基于临界温度的碳锰钢节能型轧制方法
KR20150025952A (ko) * 2013-08-30 2015-03-11 현대제철 주식회사 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법
RU2556440C1 (ru) * 2014-10-21 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
KR101657799B1 (ko) * 2014-12-18 2016-09-20 주식회사 포스코 연신율이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
CN105177463B (zh) * 2015-07-28 2017-03-22 宁波市镇海甬鼎紧固件制造有限公司 一种抗延迟断裂的高强度螺栓合金材料及螺栓的制造方法
CN105177456B (zh) * 2015-07-28 2017-03-22 宁波市镇海甬鼎紧固件制造有限公司 一种耐腐蚀螺栓合金材料及螺栓的制造方法
CN105537502A (zh) * 2015-12-30 2016-05-04 青岛博泰美联化工技术有限公司 一种柴油机部件的砂型铸造方法
TWI579389B (zh) * 2016-05-24 2017-04-21 中國鋼鐵股份有限公司 低降伏比鋼材之製造方法
CN109563575B (zh) * 2016-08-16 2021-03-05 日本制铁株式会社 热压成型构件
WO2018134186A1 (de) 2017-01-20 2018-07-26 thyssenkrupp Hohenlimburg GmbH Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
KR102845292B1 (ko) * 2022-12-28 2025-08-14 현대제철 주식회사 내사우어 열연강재 및 그 제조방법

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6544354B1 (en) 1997-01-29 2003-04-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet highly resistant to dynamic deformation and excellent in workability and process for the production thereof
JP4060997B2 (ja) 1999-08-27 2008-03-12 新日本製鐵株式会社 曲げ性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板と高強度亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
CN1144893C (zh) 2000-02-28 2004-04-07 新日本制铁株式会社 成形性优良的钢管及制造这种钢管的方法
JP3990554B2 (ja) 2000-06-30 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた鋼板およびその製造方法
JP3990553B2 (ja) * 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP3814134B2 (ja) * 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3927384B2 (ja) 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP2002317246A (ja) * 2001-04-19 2002-10-31 Nippon Steel Corp 切り欠き疲労強度とバーリング加工性に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
DE60224557T4 (de) * 2001-10-04 2015-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Ziehbares hochfestes dünnes Stahlblech mit hervorragender Formfixierungseigenschaft und Herstellungsverfahren dafür

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016005531A1 (de) * 2016-05-02 2017-11-02 Vladimir Volchkov Niedriggekohlter Stahl
DE102017216982A1 (de) * 2017-09-25 2019-03-28 Thyssenkrupp Ag Monolithische eisenbasierte Abschirmprodukte
DE102017123236A1 (de) * 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
RU2742998C1 (ru) * 2017-10-06 2021-02-12 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Сверхпрочная многофазная сталь и способ изготовления стальной полосы из этой многофазной стали
WO2019214901A1 (de) * 2018-05-09 2019-11-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hybrides stahl-kunststoffgehäuse für leistungselektronik

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