PL208233B1

PL208233B1 - Blacha stalowa walcowana na zimno, zwłaszcza obrobiona powierzchniowo

Info

Publication number: PL208233B1
Application number: PL381033A
Authority: PL
Inventors: Koichi Goto; Riki Okamoto; Hirokazu Taniguchi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-05-21
Filing date: 2004-01-09
Publication date: 2011-04-29
Also published as: KR100732733B1; ATE380888T1; CA2526488A1; EP1675970B1; WO2004104256A1; EP1675970A1; US20070071997A1; US7780799B2; DE602004010699T2; BRPI0410575A; PL381033A1; ES2294455T3; JP4235030B2; KR20060012016A; JP2004346362A; CA2526488C; CN100348766C; DE602004010699D1; BRPI0410575B1; RU2312163C2

Description

Opis wynalazku

Niniejszy wynalazek dotyczy blachy stalowej walcowanej na zimno, zwłaszcza obrobionej powierzchniowo.

Dotąd na części głównie tworzące karoserię samochodów lub motocykli były stosowane blachy stalowe o wytrzymałości na rozciąganie 590MPa lub mniejszej. W ostatnich latach prowadzono prace nad zwiększeniem wytrzymałości materiału do wyższego poziomu, i dodatkowo nad zastosowaniem blach stalowych o zwiększonej wytrzymałości, w celu zmniejszenia ciężaru karoserii i polepszenia wydajności paliwa oraz polepszenia bezpieczeństwa w przypadku kolizji.

Wysokowytrzymałe blachy stalowe wytwarzane w celu spełnienia powyższych celów są głównie używane na człony ramy karoserii samochodów i człony wzmocnienia, części ram siedzeń, a szczególnie pożądana jest blacha stalowa o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa i mająca doskonałą odkształcalność.

Takie części są poddawane obróbce takiej jak kształtowanie poprzez tłoczenie i walcowanie. Jednak z powodu wymagań projektantów karoserii i innych projektantów przemysłowych, czasami jest trudno drastycznie zmienić kształty takich części, na które stosuje się konwencyjną blachę stalową o wytrzymał o ś ci na rozcią ganie co najwyż ej 590MPa i dlatego, w celu umoż liwienia kształ towania skomplikowanych kształtów, wymagana jest wysokowytrzymała blacha stalowa mająca doskonałą podatność na obróbkę.

W międzyczasie metody obróbki zmieniły się od typowego wytłaczania za pomocą uchwytu w kształ cie pół wyrobu do prostej obróbki tł oczenia lub gię cia, odpowiedniej do zastosowania dla wysokowytrzymałej blachy stalowej. W szczególności, gdy krawędź gięcia zakrzywia się w postać łuku okręgu lub tym podobnego czasami końce blachy stalowej wydłużają się, czyli kształtuje się rozciągnięty kołnierz. Ponadto, do niektórych części często stosuje się obróbkę usuwania rąbków, przy której kształtuje się kołnierz poprzez poszerzanie otworu obróbczego (dolny otwór). W niektórych przypadkach dużego powiększenia, otwór jest poszerzony do średnicy stanowiącej co najmniej 1,6 lub więcej średnicy wyjściowej. Jednocześnie zjawisko sprężystego powrotu po obróbce części, takie jak skurcz sprężysty, występuje wraz ze wzrostem wytrzymałości blachy stalowej i szkodzi utrzymaniu dokładności części. Z tych powodów często stosuje się w procesach obróbki plastycznej, zwłaszcza w obróbce gię cia, ideę zmniejszania wewnę trznego promienia gię cia, na przykł ad do okoł o 0,5 mm.

Jednak w takiej obróbce, chociaż wymaga się aby blacha stalowa miała lokalną odkształcalność taką jak odkształcalność rozciągniętego kołnierza, poszerzalność otworu, giętkość i tym podobne, typowa wysokowytrzymała blacha stalowa jest niewystarczająca dla zapewnienia takiej odkształcalności i dlatego problem typowej wysokowytrzymałej stali stwarza problemy takie jak pękanie, i produkt nie może być stabilnie obrabiany.

Jednocześnie takie ukształtowane poprzez tłoczenie części są często łączone z innymi częściami za pomocą zgrzewania punktowego lub innego zgrzewania. Jednak w przypadku wysokowytrzymałej blachy stalowej, o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa, jest często stosowany metalurgiczny sposób zwiększania zawartości C w stali jako środek efektywnego zapewnienia wytrzymałości, a problem związany z zastosowaniem takiego sposobu polega na tym, że zgrzewany metal jest wyjątkowo utwardzany poprzez ogrzewanie i chłodzenie w czasie zgrzewania, i dlatego pogorszone zostają właściwości zgrzeiny i produktu.

Znaną dotychczas wysokowytrzymałą blachą stalową mającą polepszoną odkształcalność rozciągniętego kołnierza jest blacha zaproponowana w publikacji nieprzebadanego japońskiego zgłoszenia patentowego Nr H9-67645. Jednak ta technologia jedynie polepsza odkształcalność rozciągniętego kołnierza po wykrawaniu i niekoniecznie poprawia właściwości zgrzeiny.

Ponadto, publikacje przebadanych japońskich opisów patentowych H2-1894 i H5-72460 proponują sposoby polepszania zgrzewalności wysokowytrzymałych blach stalowych. Ta wcześniejsza technologia polepsza zdolność do obróbki na zimno i zgrzewalność wysokowytrzymałej blachy stalowej. Jednak, w odniesieniu do ulepszania zdolności do obróbki na zimno w tej technologii, nie jest wystarczająco potwierdzone polepszenie miejscowej odkształcalności takiej jak kształtowanie rozciągniętego kołnierza, poszerzalność otworu, giętkość i tym podobne. W przeciwieństwie do tego ta druga technologia przedstawia polepszenie odkształcalności rozciągniętego kołnierza i dodatkowo zgrzewalności. Jednak wytrzymałość blachy stalowej objętej rozwiązaniem jest na poziomie około 550 MPa, i ta technologia nie dotyczy wysokowytrzymałej blachy stalowej o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa.

PL 208 233 B1

Ponadto, badania doprowadziły do następujących stwierdzeń. W przypadku wysokowytrzymałej blachy stalowej ze stali wyjściowej o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa za uruchomienie głównego mechanizmu rozciągania jest odpowiedzialny przede wszystkim twardy martenzyt i bainit w drugiej fazie, a zawartość C w stali działa jako główny czynnik mechanizmu wzmacniającego. Jednak wraz ze wzrostem zawartości C miejscowa odkształcalność prawdopodobnie pogarsza się, a jednocześnie twardość zgrzeiny widocznie wzrasta. Niemniej jednak, ze względu na powyż ej wspomniane problemy wysokowytrzymałej blachy stalowej ze stali wyjściowej o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa, nie znaleziono żadnych propozycji odnośnie polepszenia miejscowej odkształcalności i zmniejszenia utwardzenia zgrzeiny.

Według wynalazku blacha stalowa walcowana na zimno, zwłaszcza obrobiona powierzchniowo, o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa, charakteryzuje się tym, że zawiera (w % wagowych):

C: 0,05 do 0,09%,

Si: 0,4 do 1,3%,

Mn: 2,5 do 3,2%,

P: 0,001 do 0,05%,

N: 0,0005 do 0,006%,

Al: 0,005 do 0,1%,

Ti: 0,001 do 0,045% i

S : w zakresie określonym przez następujące wyrażenie (A),

S < 0,08 x (Ti(%) - 3.43 x N(%)) + 0,004 (A), w którym, gdy wartość członu Ti(%) - 3,43 x N(%) wyrażenia (A) jest ujemna, wartość jest uważana za zero, a resztę stanowi Fe i nieuniknione zanieczyszczenia, przy czym wskazane składniki spełniają następujące wyrażenia (C) i (D):

950 < (Mneq./(C(%) (Si(%) /75)))x procentowy udział powierzchni bainitu (%) (C),

C(%) + (Si(%)/20) + (Mn(%)/18) < 0,30 (D), gdzie Mneq. jest określone przez następujące wyrażenie (B):

Mneq. = Mn(%) - 0,29 x Si(%) + 6,24 x C(%) (B) , a przy tym mikrostruktura blachy stalowej ma procentowy udział powierzchni bainitu wynoszący co najmniej 7%, a resztę stanowi co najmniej jeden z ferrytu, martenzytu, odpuszczonego martenzytu i szczątkowego austenitu.

Korzystnie, blacha stalowa zawiera jako dodatkowe składniki co najmniej jeden z (w % wagowych):

Nb: 0,001 do 0,04%

B: 0,0002 do 0,0015%, i

Mo: 0,05 do 0,50%.

Korzystnie, blacha stalowa zawiera jako dodatkowy składnik od 0,0003 do 0,01% wagowych Ca.

Korzystnie, blacha stalowa zawiera jako dodatkowy składnik od 0,0002 do 0,01% wagowych Mg.

Korzystnie, blacha stalowa zawiera jako dodatkowe składniki od 0,0002 do 0,01% wagowych metali ziem rzadkich.

Korzystnie blacha stalowa zawiera jako dodatkowe składniki od 0,2 do 2,0% wagowych Cu i od 0,05 do 2,0% wagowych Ni.

Blacha stalowa korzystnie jest pokryta cynkiem lub jego stopem w obróbce powierzchniowej.

Blacha stalowa, według wynalazku, walcowana na zimno i wysokowytrzymała, zwłaszcza obrabiana powierzchniowo, ze stali wyjściowej mającej wytrzymałość na rozciąganie co najmniej 780MPa, która to blacha stalowa ma doskonałą miejscową odkształcalność, taką jak kształtowanie rozciągniętego kołnierza, poszerzalność otworu, giętkość i tym podobne, odznacza się zmniejszonym wzrostem twardości zgrzeiny i dobrymi właściwościami zgrzewania.

Przedmiot wynalazku jest przedstawiony z odniesieniem do rysunku, na którym fig. 1 przedstawia wykres ukazujący wpływ wartości członu znajdującego się po prawej stronie znaku nierówności w wyrażeniu (A), który określa górną granicę zawartości S i wpływ zawartości S na wskaźnik miejscowej odkształcalności, fig. 2 przedstawia wykres ukazujący zależność pomiędzy wartością członu znajdującego się po prawej stronie znaku nierówności w wyrażeniu (C) i całym stosunkiem poszerzenia jako wskaźnikiem odkształcalności miejscowej, a fig. 3 przedstawia wykres ukazujący wpływ wartości członu znajdującego się po lewej stronie znaku nierówności w wyrażeniu (D) na wzrost twardości zgrzeiny.

PL 208 233 B1

Zbadano skład stali i struktury metalograficzne blach stalowych pod względem środków zmniejszających twardość zgrzeiny przy zapewnieniu lokalnej odkształcalności blachy stalowej, takiej jak kształtowanie rozciągniętego kołnierza, poszerzalność otworu, giętkość i tym podobne. Przede wszystkim, w wyniku badania miejscowej odkształcalności blachy stalowej, stwierdzono, że w przypadku wysokowytrzymałej blachy stalowej ze stali wyjściowej o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa, miejscowa odkształcalność jest głównie określona przez postać struktury metalograficznej blachy stalowej i łatwość tworzenia się w niej wtrąceń, takich jak wydzielenia i tym podobne. Ponadto stwierdzono, że miejscowa odkształcalność może być polepszona przez zawartość: C, Si, Mn, P, S, N, Al, Ti, przy czym spośród tych składników S, Ti i N działają jako czynniki określające tworzenie się wtrąceń typu siarczki spełniających dane wyrażenie określające zależność, i ponadto poprzez regulowanie nie tylko zakresu zawartości poszczególnego składnika, takiego jak C, ale także zależności pomiędzy strukturą korzystną dla miejscowej odkształcalności i wieloma składnikami, włącznie z C, działającej jako wskaźnik utwardzania.

W wytwarzaniu blachy stalowej o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa zastosowano ogólnie środki wykorzystujące utwardzoną strukturę martenzytu, bainitu i tym podobne. Na przykład jest szeroko znane, że w przypadku blachy stalowej typu dwufazowej struktury złożonej (blacha stalowa dwufazowa), doskonałej pod względem plastyczności, w pobliżu granicy pomiędzy fazą miękkiego ferrytu i fazą twardego martenzytu jest wprowadzonych wiele dyslokacji mających zdolność do przemieszczania, utworzonych poprzez chłodzenie, i w związku z tym uzyskuje się duże wydłużenie. Jednak problemem takiej blachy stalowej jest, że struktura mikroskopowa jest niejednorodna z powodu współistnienia fazy miękkiej i fazy twardej, a w wyniku tego różnica twardości pomiędzy fazami jest duża, zaś powierzchnia graniczna pomiędzy fazami nie może wytrzymać lokalnego odkształcenia i tworzą się pę knię cia. Dlatego, w celu rozwią zania problemu, efektywne jest ujednorodnienie struktury w przypadku jednofazowej struktury martenzytu, struktury bainitu lub struktury odpuszczonego martenzytu. W szczególności, struktura bainitu jest doskonała w tworzeniu równowagi pomiędzy wytrzymałością i plastycznością, i wykazuje dobrą podatność na obróbkę. W świetle powyższych faktów stwierdzono, że łatwość uzyskania wymaganej struktury bainitu podlega silnym wpływom C, Si i Mn, a miejscowa odkształcalność jest polepszona, gdy te pierwiastki i rzeczywisty udział procentowy uzyskanej struktury bainitu spełniają dane wyrażenie określające zależność.

Ponadto, wskutek badania nad zapobieganiem wzrostowi twardości zgrzeiny, stwierdzono, że wzrost twardości jest spowodowany przemianą martenzytyczną, która występuje przy szybkim chłodzeniu po gwałtownym miejscowym nagrzaniu w czasie zgrzewania, i wzrost twardości zgrzeiny jest zmniejszony efektywnie, gdy mające wpływ na utwardzanie C i Si i Mn spełniają dane wyrażenie określające zależność.

Niniejszy wynalazek zostanie dalej objaśniony bardziej szczegółowo.

Po pierwsze, przyczyny regulowania składników stali są wytłumaczone dalej.

C jest pierwiastkiem ważnym dla zwiększania wytrzymałości i twardoś ci stali, i jest istotnym dla uzyskania złożonej struktury składającej się z ferrytu, martenzytu, bainitu, i tym podobnych. W szczególności, C w ilości 0,05% lub więcej jest konieczny dla zapewnienia wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa i efektywnej ilości struktury bainitu korzystnej dla miejscowej odkształcalności. Z drugiej strony, jeż eli zawarto ść C wzrasta, nie tylko trudno jest otrzymać strukturę bainitu, ale wę gliki żelaza, takie jak cementyt, są skłonne do rozrostu i wskutek tego pogarsza się miejscowa odkształcalność oraz zauważalnie wzrasta twardość po zgrzewaniu, co powoduje pogorszenie zgrzewalności. Z tych powodów górna granica zawartość C jest ustalona na 0,09%.

Si jest pierwiastkiem korzystnym dla zwiększenia wytrzymałości bez pogorszenia podatności na obróbkę stali. Jednak, gdy zawartość Si jest mniejsza niż 0,4% występuje tendencja do tworzenia się struktury perlitu pogarszającej miejscową odkształcalność, a także wzrasta różnica twardości pomiędzy ukształtowanymi strukturami z powodu zmniejszenia zdolności umocnienia ferrytu przez rozpuszczony pierwiastek, co pogarsza miejscową odkształcalność. Z tych powodów dolna granica zawartości Si jest ustalona na 0,4%. Z drugiej strony, gdy zawartość Si przewyższa 1,3% pogarsza się podatność na walcowanie na zimno wskutek wzrostu zdolności ferrytu do rozpuszczania związków utwardzających, i podatność na obróbkę fosforanem pogarsza się z powodu tlenków utworzonych na powierzchni blachy stalowej. Zgrzewalność także pogarsza się. Z tych powodów górna granica zawartości Si jest ustalona na 1,3%.

Mn jest pierwiastkiem efektywnie zwiększającym wytrzymałość i utwardzenie stali, i zapewnia strukturę bainitu korzystną dla miejscowej odkształcalności. Kiedy zawartość Mn jest mniejsza niż

PL 208 233 B1

2,5% nie uzyskuje się zadawalającej struktury. Dlatego dolna granica zawartości Mn jest ustalona na 2,5%. Z drugiej strony, gdy zawartość Mn, przewyższa 3,2% podatność na obróbkę stali wyjściowej pogarsza się i także pogarsza się zgrzewalność. Z tego powodu górna granica zawartości Mn jest ustalona na 3,2%.

Zawartość P mniejsza niż 0,001% powoduje wzrost kosztów defosforyzacji i dlatego dolna granica zawartości P jest ustalona na 0,001%. Z drugiej strony, gdy zawartość P przewyższa 0,05% występuje duża segregacja podczas krzepnięcia przy odlewaniu, i w związku z tym tworzenie się wewnętrznych pęknięć i pogorszenie podatności na obróbkę. Ponadto, występuje także kruchość zgrzeiny. Z tych powodów, górna granica zawartości P jest ustalona na 0,05%.

S jest pierwiastkiem wyją tkowo szkodliwym dla miejscowej odkszta ł calności, ponieważ pozostaje on jako siarczkowe wtrącenia, takie jak MnS. W szczególności, wpływ S wzrasta wraz ze wzrostem wytrzymałości stali wyjściowej. Dlatego, gdy wytrzymałość na rozciąganie jest co najmniej 780MPa S powinna być ograniczona do 0,004% lub mniejszej ilości. Jednak, gdy dodaje się Ti wpływ S jest złagodzony w pewnym zakresie, ponieważ Ti wydziela się jako siarczek tytanu. Dlatego w niniejszym wynalazku górna granica zawartości S może być regulowana poprzez następujące wyrażenie (A) uwzględniające zawartość Ti i N:

S < 0,08 x (Ti(%) - 3,43 x N(%)) + 0,004 (A), gdzie, gdy wartość członu Ti(%) - 3,43 x N(%) wyrażenia (A) jest ujemna, wartość jest uważana za zero.

Al jest pierwiastkiem koniecznym do odtlenienia stali. Gdy zawartość Al jest mniejsza niż 0,005% odtlenienie nie jest wystarczające, pozostają pęcherze w stali i tworzą się wady takie jak pory. Dlatego dolna granica zawartości Al jest ustalona na 0,005%. Z drugiej strony, gdy zawartość Al przewyższa 0,1% wzrasta występowanie wtrąceń takich jak tlenek aluminium i pogarsza się podatność na obróbkę. Dlatego górna granica zawartości Al jest ustalona na 0,1%.

Rozpatrując N, zawartość N mniejsza niż 0,0005% powoduje wzrost kosztów oczyszczania stali. Dlatego dolna granica zawartości N jest ustalona na 0,005%. Z drugiej strony, gdy zawartość N przewyższa 0,006% pogarsza się podatność na obróbkę stali wyjściowej, jest duże prawdopodobieństwo tworzenia się grubych TiN przy łączeniu N i Ti, i pogarsza się miejscowa odkształcalność. Ponadto, prawie nie pozostaje Ti konieczny do tworzenia siarczków tytanu, co jest niekorzystne dla zmniejszenia górnej granicy zawartości S proponowanej w niniejszym wynalazku. Dlatego górna granica zawartości N jest ustalona na 0,006%.

Ti jest pierwiastkiem efektywnie tworzącym siarczki tytanu, które stosunkowo słabo wpływają na miejscową odkształcalność i zmniejszają szkodliwe siarczki MnS. Ponadto, Ti wpływa na zmniejszenie rozrostu ziarna struktury metalu zgrzeiny i zapobiega jej kruchości. Ponieważ zawartość Ti mniejsza niż 0,001% jest niewystarczająca do wywołania tego efektu, dolna granica zawartości Ti jest ustalona na 0,001%. Dla kontrastu, gdy Ti jest dodany w nadmiernej ilości nie tylko wzrasta wielkość prostokątnych wydzieleń TiN, co pogarsza miejscowa odkształcalność, ale także tworzy się stabilny węglik, co obniża zawartość C w austenicie podczas wytwarzania stali wyjściowej i nie pozwala uzyskać struktury o wymaganej twardości, a tym samym nie zapewnia pożądanej wytrzymałości na rozciąganie. Z tych powodów górna granica zawartości Ti jest ustalona na 0,045%.

Nb jest pierwiastkiem efektywnie tworzącym drobne węgliki, które zmniejszają miękkość strefy wpływu ciepła zgrzeiny i może być dodawany. Jednak, gdy zawartość Nb jest mniejsza niż 0,001% efekt zmniejszania miękkości strefy wpływu ciepła zgrzeiny nie jest wystarczający. Dlatego dolna granica zawartości Nb jest ustalona na 0,001%. Z drugiej strony, gdy dodaje się Nb w nadmiernej ilości pogarsza się podatność stali wyjściowej na obróbkę poprzez wzrost węglików. Dlatego górna granica zawartości Nb jest ustalona na 0,04%.

B jest pierwiastkiem efektywnym do polepszania utwardzania stali i zmniejszania dyfuzji C w strefie wpływu ciepła zgrzeiny, i przez to zmiękczający ją wskutek działania C, a więc może być dodawany. Dodanie B w ilości 0, 0002% lub więcej jest konieczne do wywołania tego efektu. Z drugiej strony, gdy dodaje się B w nadmiernej ilości nie tylko pogarsza się podatność stali wyjściowej na obróbkę poprzez wzrost węglików, lecz także powoduje się kruchość i pogarsza na gorąco stali. Z tych powodów górna granica zawartości B jest ustalona na 0,0015%.

Mo jest pierwiastkiem ułatwiającym tworzenie się struktury bainitu. Ponadto, Mo wpływa na zmniejszenie miękkości strefy wpływu ciepła zgrzeiny i przypuszcza się, że ten efekt wzrasta dodatkowo w obecności Nb lub podobnych pierwiastków. Dlatego Mo jest korzystnym pierwiastkiem do polepszania jakości zgrzeiny i może być dodawany. Jednak dodatek Mo w ilości mniejszej niż 0,05%

PL 208 233 B1 jest niewystarczający dla wywołania tych efektów i dlatego jego dolna granica jest ustalona na 0,05%. Dla kontrastu, nawet gdy Mo jest dodany w nadmiernej ilości efekty nasycają się, i nie jest to korzystne ekonomicznie. Z tych powodów górna granica zawartości Mo jest ustalona na 0,50%.

Ca wpływa na polepszenie miejscowej odkształcalności stali wyjściowej poprzez regulowanie kształtu (sferoidyzacja) wtrąceń siarczkowych i może być dodawany. Jednak dodatek Ca w ilości mniejszej niż 0,0003% jest niewystarczający dla wywołania tego efektu. Dlatego dolna granica zawartości Ca jest ustalona na 0,0003%. Z drugiej strony, nawet gdy Ca jest dodany w nadmiarze nie tylko jest nasycenie efektu, ale także narasta efekt odwrotny (pogorszenie miejscowej odkształcalności) wskutek wzrostu wydzieleń. Dlatego górna granica zawartości Ca jest ustalona na 0,01%. Jest pożądane, aby zawartość Ca była 0,0007% lub więcej dla lepszego efektu.

Mg po dodaniu tworzy tlenki poprzez łączenie się z tlenem, i ocenia się, że MgO tak utworzony lub złożone tlenki z Al2O3, SiO2, MnO, Ti2O3 i tym podobne zawierające MgO wydzielają się jako bardzo drobne fazy. Chociaż nie jest to potwierdzone wystarczająco szacuje się, że rozmiar każdego wydzielenia jest mały i dlatego statystycznie wydzielenia są rozłożone dyspersyjnie równomiernie. Ponadto ocenia się, chociaż nie jest oczywiste, że takie drobno dyspersyjne tlenki, rozłożone równomiernie w stali, tworzą drobne pustki w płaszczyźnie stempla lub płaszczyźnie ścinania, od których rozpoczynają się pęknięcia podczas wytłaczania lub ciecia, zmniejszają koncentracje naprężeń podczas obróbki wywijania obrzeży i kształtowania kołnierzy, a wskutek tego zapobiegają rozrostowi drobnych porów zwiększających pęknięcia. Dlatego Mg może być dodany w celu polepszenia poszerzalności otworu i odkształcalności rozciągniętego kołnierza. Jednak dodanie Mg w ilości mniejszej niż 0,0002% jest niewystarczające dla osiągnięcia tych efektów i dlatego dolna granica jest ustalona na 0,0002%. Z drugiej strony, gdy dodatek Mg przewyższa 0,01% nie tylko nie uzyskuje się poprawy proporcjonalnie do dodanej ilości, ale także pogarsza się czystość stali i poszerzalność otworu oraz odkształcalność wydłużonego kołnierza. Z tych powodów górna granica zawartości Mg jest ustalona na 0,01%.

Metale ziem rzadkich (REM) są pierwiastkami, które mają taki sam efekt jak Mg. Chociaż nie jest to wystarczająco potwierdzone ocenia się, że REM są pierwiastkami, które poprawiają poszerzalność otworu i odkształcalność wydłużonego kołnierza wskutek zmniejszenia pęknięć wywołanych tworzeniem się drobnych tlenków, i dlatego REM mogą być dodawane. Jednak, gdy zawartość REM jest mniejsza niż 0,0002% efekt jest niewystarczający i dlatego dolna granica jest ustalona na 0,0002%. Z drugiej strony, gdy dodatek REM przewyższa 0,01% nie tylko nie uzyskuje się poprawy proporcjonalnie do dodanej ilości, ale także pogarsza się czystość stali i poszerzalność otworu oraz odkształcalność wydłużonego kołnierza. Z tych powodów górna granica zawartości REM jest ustalona na 0,01%.

Cu jest pierwiastkiem wydajnie polepszającym odporność na korozję i zmęczenie stali wyjściowej, i może być dodawany w razie potrzeby. Jednak, gdy zawartość Cu jest mniejsza niż 0,2% efekt poprawy odporności na korozje i zmęczenie jest niewystarczający, i dlatego dolna granica jest ustalona na 0,2%. Z drugiej strony, nadmierny dodatek Cu powoduje nasycenie efektu i zwiększa koszty, i dlatego jego górna granica jest ustalona na 2,0%.

W stali z dodatkiem Cu czasami podczas walcowania na gorą co mogą się tworzyć wady powierzchniowe, nazywane łuską miedzianą, spowodowane niewystarczającym ciepłem. Dodatek Ni zapobiega powstawaniu łuski miedzianej i w przypadku dodawania Cu przewidziany jest dodatek Ni w ilości ustalonej na 0,05% lub więcej. Z drugiej strony nadmiar dodatku Ni powoduje nasycenie efektu i zwiększa koszty. Dlatego górna granica zawartości Ni jest ustalona na 2,0%. Tutaj efekt dodania Ni wskazuje, że jest pożądane, aby ilość dodanego Ni była taka, że stosunek wagowy Ni/Cu był w zakresie od 0,25 do 0,60.

Dla wysokowytrzymałych, walcowanych na zimno blach stalowych przeprowadzono badania poszerzalności otworu, których wyniki uważano za typowy wskaźnik miejscowej odkształcalności i badano zależność pomiędzy wyrażeniem (A), które określa górną granicę zawartości S, i zawartością S. Wyniki są pokazane na fig. 1. Uzyskuje się doskonałą miejscową odkształcalność gdy zawartość S jest w zakresie określonym przez wyrażenie (A). Na fig. 1 znacznik O przedstawia stosunek poszerzalności otworu większy niż 60%, a X przedstawia stosunek poszerzalności otworu mniejszy niż 60%. Z wykresu można wywnioskować, że gdy ilości dodatku S, Ti i N są w zakresach określonych niniejszym wynalazkiem, stosunek poszerzalności otworu jest 60% lub większy, a miejscowa odkształcalność jest doskonała.

PL 208 233 B1

Powyższe dane świadczą, że przy górnej granicznej zawartości S jej wpływ w pewnym zakresie jest mniejszy wskutek tworzenia się siarczków tytanu, które zmniejszają wpływ MnS pogarszającego miejscową odkształcalność. Jest to propozycja różna od dotychczasowych proponowanych sposobów, w których miejscowa odkształcalność jest polepszana jedynie poprzez zmniejszenie ilości S, i jest ona odpowiednia także z punktu widzenia zmniejszenia wzrostu kosztów na odsiarczanie.

Ponadto, w niniejszym wynalazku, procentowy obszar struktury bainitu oraz ilość C, Si i Mn muszą spełniać następujące wyrażenie (C):

Mneq. = Mn(%) - 0,29xSi(%) + 6,24xC(%) (B),

950 < (Mneq./(C(%) - (Si(%) /75)))x powierzchniowy udział procentowy bainitu (%) (C).

Poprzez powyżej wspomniane eksperymenty zbadano zależność pomiędzy wartością członu znajdującego się po prawej stronie powyższego wyrażenia określającego zależność (C) i stosunkiem poszerzalności otworu pełniącego funkcję wskaźnika miejscowej odkształcalności. Wyniki są pokazane na fig. 2. Na fig. 2 znacznik O przedstawia stosunek poszerzalności otworu większy niż 60%, a X przedstawia stosunek poszerzalności otworu mniejszy niż 60%. Z wykresu można wywnioskować, że gdy stan utworzonej mikrostruktury i ilości dodatku C, Si i Mn spełniają zależność wyrażenia, stosunek poszerzalności otworu jest 60% lub większy, a miejscowa odkształcalność jest doskonała.

Powyższe dane świadczą, że gdy wartość odniesiono nie tylko do ilości struktury bainitu korzystnej dla miejscowej odkształcalności ale także do pierwiastków utwardzających, takich jak C, Si i Mn, główny wpływ na tworzenie tej struktury jest mniejszy niż określa to wartość lewego członu, i nie uzyskuje się wystarczającej miejscowej odkształcalności.

Jednocześnie, według niniejszego wynalazku ilości C, Si i Mn muszą spełniać następującą zależność (D):

C(%) + (Si(%)/20) + (Mn(%)/18) < 0,30 (D).

W powyżej wspomnianych testach zbadano zależność pomiędzy wartością uzyskaną według powyższej zależności (D) i maksymalną twardością zgrzeiny zgrzewania punktowego oraz kształtem przełomu w teście rozciągania zgrzeiny. Wyniki są pokazane na fig. 3. Pozioma oś przedstawia wartość obliczoną z członu po lewej stronie wyrażenia (D), a oś pionowa przedstawia stosunek maksymalnej twardości zgrzeiny punktowej do twardości stali wyjściowej (stosunek twardości zgrzeiny do stali wyjściowej - K), a każda twardość była mierzona metodą Vickersa (pod obciążeniem 100 gf) w części jednej czwartej grubości blachy na powierzchni przekroju. Na fig. 3 znacznik O przedstawia przypadki, w których stosunek K twardości zgrzeiny do stali wyjściowej jest mniejszy niż 1,47, a znacznik X przedstawia przypadki, w których stosunek K twardości zgrzeiny do stali wyjściowej jest większy niż 1,47. Jest zrozumiałe z figury, że gdy ilości dodatku C, Si i Mn są w zakresie regulowanym według niniejszego wynalazku, wzrost twardości zgrzeiny jest stłumiony, a stosunek K jest nie większy niż 1,47. Jednocześnie występuje przełom w jądrze zgrzeiny gdy ten stosunek K przewyższa 1,47, zaś gdy stosunek K nie jest większy niż 1,47 przełom występuje poza jądrem zgrzeiny, a więc zgrzewalność jest dobra.

Powyżej wskazana zależność (D) określa zakres składu, dla którego jest zmniejszona twardość martenzytu utworzonego poprzez chłodzenie, podczas ogrzewania i gwałtownego schłodzenia zgrzeiny.

Ponadto, pomocnicze składniki, takie jak Cr i V i tym podobne, nieuchronnie zawarte w blasze stalowej, nie są wcale szkodliwe dla właściwości stali według wynalazku. Jednak nadmierny dodatek składników może powodować wzrost temperatury rekrystalizacji, pogarszać podatność na walcowanie i także pogarszać podatność na obróbkę stali wyjściowej. Z tych powodów, pod względem tych składników pomocniczych, pożądane jest regulowanie zawartości Cr do co najwyżej 0,1% i V do co najwyżej 0,01%.

Sposób wytwarzania wysokowytrzymałej walcowanej na zimno blachy stalowej, zwłaszcza wysokowytrzymałej obrobionej powierzchniowo blachy stalowej według wynalazku, może być właściwie wybrany odpowiednio do zastosowania i wymaganych właściwości.

W niniejszym wynalazku powyżej wskazane składniki stanowią podstawę stali według wynalazku. Gdy procentowy udział powierzchni bainitu jest mniejszy niż 7% mikrostruktury stali wyjściowej miejscowa odkształcalność prawie nie poprawia się. Dlatego dolna granica procentowego udziału powierzchni bainitu jest ustalona na 7%. Korzystny procentowy udział powierzchni bainitu jest 25% lub większy. Górna granica procentowego udziału powierzchni bainitu nie jest szczególnie ustalona. Jednak, gdy przewyższa on 90% plastyczność stali wyjściowej pogarsza się poprzez wzrost fazy twardej i stosowanie części prasy jest mocno ograniczone. Dlatego korzystna górna granica procentowego udziału powierzchni bainitu jest ustalona na 90%. Jednocześnie musi być brany pod uwagę wpływ innej mikrostruktury na podatność na obróbkę stali wyjściowej i, w celu zabezpieczenia równowagi

PL 208 233 B1 pomiędzy podatnością na obróbkę i plastycznością, korzystny procentowy udział powierzchni ferrytu jest co najmniej 4%.

Stal dostosowaną tak, że zawierała powyżej wymienione składniki obrobiono następującym przykładowym sposobem i wyprodukowano blachy stalowe. Najpierw stal wytopiono i rafinowano w konwertorze, i odlano w kęsiska w procesie ciągłego odlewania. Powstałe kęsiska umieszczono w ogrzewanym piecu przy ich wysokiej temperaturze, lub po ich schł odzeniu do temperatury pokojowej, nagrzano do temperatury w zakresie od 1150°C do 1250°C, po czym poddano końcowemu walcowaniu w temperaturze w zakresie od 800°C do 950°C i zwijano w temperaturze 700°C lub niższej, i w koń cu wytworzono walcowane na gorą co blachy stalowe. Gdy koń cowa temperatura jest niż sza niż 800°C ziarna krystaliczne są w stanie przemieszanych ziaren i to powoduje pogorszenie podatności na obróbkę stali wyjściowej. Z drugiej strony, gdy końcowa temperatura przewyższa 950°C ziarna austenitu są grubsze i trudno jest uzyskać pożądaną mikrostrukturę. Temperatura zwijania wynosząca co najwyżej 700°C jest akceptowana. Jednak, przy niższej temperaturze jest tendencja do hamowania tworzenia się struktury perlitycznej i można uzyskać mikrostrukturę przewidzianą w niniejszym wynalazku. Dlatego korzystna temperatura zwijania jest co najwyżej 600°C.

Następnie blachy stalowe walcowane na gorąco poddawano trawieniu, walcowaniu na zimno i następnie wyżarzaniu, co prowadziło do wytworzenia blach stalowych walcowanych na zimno. Chociaż stopień redukcji w walcowaniu na zimno nie jest szczególnie przewidziany, korzystny przemysłowo jego zakres jest od 20 do 80%. Temperatura wyżarzania jest istotna dla zapewnienia przewidywanej wytrzymałości i podatności na obróbkę wysokowytrzymałej blachy stalowej, a jej korzystny zakres jest od 700°C do poniżej 900°C. Gdy temperatura wyżarzania jest niższa niż 700°C występuje niewystarczająca rekrystalizacja i trudno jest uzyskać stabilną podatność na obróbkę stali wyjściowej. Z drugiej strony, gdy temperatura wyż arzania jest 900°C lub wyż sza ziarna austenitu są grubsze i nie można uzyskać wymaganej mikrostruktury. Ponadto, ciągły proces wyżarzania jest korzystny do uzyskania mikrostruktury przewidywanej według niniejszego wynalazku. W przypadku wysokowytrzymałej blachy stalowej obrobionej powierzchniowo stosuje się galwanizację blachy stalowej walcowanej na zimno, wytworzonej według powyższego sposobu w warunkach, w których blacha stalowa jest ogrzewana poniżej 200°C.

Na przykład, w przypadku stosowania cynkowania galwanizacyjnego na powierzchnie blachy stalowej jest nakładana powłoka w ilość 3 mg/m² do 80 g/m². Gdy ilość powłoki jest mniejsza niż 3 mg/m² ochronna funkcja powłoki przeciwko korozji jest niewystarczają ca i cel galwanizacji nie jest spełniony. Z drugiej strony, gdy ilość powłoki przewyższa 80 g/m² wydajność ekonomiczna jest pogorszona i jest duża tendencja do tworzenia się wad, takich jak pęcherze, w czasie zgrzewania. Z tych powodów korzystny zakres ilości powłoki jest w powyżej wskazanych granicach.

Ponadto, nawet w przypadku nałożenia organicznej lub nieorganicznej powłoki na powierzchnię walcowanej na zimno stali lub warstwy galwanicznej efekty niniejszego wynalazku nie są zniweczone. Należy zauważyć, że także w tym przypadku temperatura blachy stalowej nie powinna przewyższać 200°C.

W ten sposób uzyskuje się wysokowytrzymałą walcowaną na zimno blachę stalową , zwłaszcza wysokowytrzymałą blachę stalową, obrobioną powierzchniowo, o wytrzymałości na rozciąganie 780MPa lub więcej, o doskonałej miejscowej odkształcalności i zmniejszonym wzroście twardości zgrzeiny.

P r z y k ł a d y

Stale zawierające składniki pokazane w tabeli 1 wytopiono i rafinowano w konwertorze i odlano w kęsiska w procesie ciągłego odlewania. Następnie powstałe kę siska ogrzewano do temperatury w zakresie od 1200°C do 1240°C, po czym poddano walcowaniu na gorą co w koń cowej temperaturze w zakresie od 880°C do 920°C (grubość blachy: 2,3 mm) i zwijano w temperaturze 550°C lub niższej. Następnie wytworzone walcowane na gorąco blachy stalowe poddano walcowaniu na zimno (grubość blachy: 1,2 mm), ogrzewane odpowiednio 3 do przewidzianej temperatury w zakresie od 750°C do poniżej 880°C w ciągłym procesie wyżarzania, a następnie poddane wolnemu chłodzeniu do ustalonej temperatury w zakresie od 700°C do 550°C, i kolejnemu chłodzeniu dalej.

Wytworzone w powyższych eksperymentach wysokowytrzymałe blachy stalowe były poddane testom w kierunku walcowania i w kierunku prostopadłym do kierunku walcowania, przy użyciu próbek testowych JIS#5. Następnie mierzono stosunek poszerzalności otworu według metody testowania poszerzalności otworu, przewidzianej przez Normę Japońskiej Federacji Żelaza i Stali. Następnie mierzono procentowy udział powierzchni bainitu na przekrojach w kierunku walcowania blach stalowych prowadząc następujące etapy: poddawania przekrojów szlifowaniu lustrzanemu, poddawania ich

PL 208 233 B1 obróbce korozyjnej dla wyróżnienia poprzez trawienie szczątkowego γ (Nippon Steel Corporation, Haze: CAMP-ISIJ, vol. 6 (1993), p. 1698), obserwowania mikrostruktury pod powiększeniem 1000 w mikroskopie optycznym, i zastosowanie obróbki obrazu. Procentowy udział powierzchni bainitu był zdefiniowany jako średnia wartość zaobserwowana w dziesięciu polach obserwacji pod względem dyspersji.

Ponadto, dla tych wysokowytrzymałych blach stalowych stosowano dla pewnych gatunków wysokowytrzymałych blach zgrzewanie punktowe i oceniano zgrzeinę. Zgrzewanie punktowe było prowadzone w warunkach bez tworzenia się rozprysków, przy stosowaniu elektrody kopułowej o średnicy 6 mm, pod naciskiem 400 kg i przy średnicy jądra większej niż czterokrotność pierwiastka kwadratowego grubości blachy.

Zgrzeinę oceniano poprzez test wytrzymałości na ścinanie.

Jeśli chodzi o wzrost twardości zgrzeiny, twardość mierzono za pomocą metody Vickersa (obciążenie pomiaru: 100 gf) w przedziałach 0,1 mm w części jednej czwartej grubości blachy na powierzchni przekroju zawierającego zgrzeinę, i mierzono stosunek maksymalnej twardości zgrzeiny do twardości stali wyjściowej, a następnie oceniano jakość zgrzeiny. Wyniki są pokazane w tabeli 2.

Należy wnioskować z tabeli, że stale według wynalazku mają doskonałą odkształcalność miejscową i zahamowany wzrost twardości zgrzeiny w odniesieniu do stali porównawczych.

Niniejszy wynalazek zapewnia wysokowytrzymałą walcowaną na zimno blachę stalową, zwłaszcza wysokowytrzymałą obrobioną powierzchniowo blachę stalową o wytrzymałości na rozciąganie 780MPa lub więcej, o doskonałej miejscowej odkształcalności i zmniejszonym wzroście twardości zgrzeiny.

PL 208 233 B1

Tabela 1

Uwagi	Stal według wynalazku	\|- Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku	Stal według wynalazku
Wyrażenie D	en θ'	r~~ CM o	0,29	0,25	0,27	nr cm o	in ΓΜ o	oo CM o	o CM^ o	0,26	0,26	C4 o	0,26	0,26	0,26	MD CM^ o	0,25
Wyrażenie B	o oo cm	cm	3,24	3,01	2,86	2,90	m	3,49	3,49	3,00	2,68	2,97	3,06	2,93	2,93	sD r—M en	3,04
Wyrażenie A	0,0054	0,0056	0,0040	0,0040	0,0051	0,0040	0,0064	0,0040	0,0062	0,0065	0,0046	0,0042	0,0040	0,0040	0,0040	0,0040	0,0040
ni ki chemiczne stali (% wagowy)	Inne składniki chemiczne		1	1	1	1	1	1	1	1	t	1	B:0,0007	CM © © -D Z	o CM, © o 2	oo CM CM O ·— o §?: ® 2 Cd UJ u 2	CM CM © θ' o eh 2	Cu: 0,046 Ni:0,24
H	0,025	O\ en O o	0,006	0,001	0,029	0,018	00 m CD o	0,003	0,041	o en o	0,015	ΟΊ O o	0,004	0,009	0,006	O θ' o	0,005
Z	0,002	0,006	0,005	en o o θ'	0,004	un O o_ o	0,002	0,003	0,041	O\ en o	0,015	3_λ cd	nr o o	0,009	0,006	0,001	0,005
Al	0,042	ir» m O o	0,042	0,037	0,028	sO en O o	0,057	0,029	0,094	j 0,038	0,034	0,044	I 0,037	0,045	0,047	0,041	0,035
	0,0050	0,0052	0,0005	0,0024	0,0049	0,0037	0,0028	0,0027	0,0028	0,0059	0,0018	0,0027	0,0032	0,0033	CM © θ' o	0,0032	0,0033
cu	no‘o	0,015'	0,014	0,010	0,009	0,007	r- o O o	0,008	ί 0,012	0,022	0,047	0,012	0,011	0,010	0,008	0,009	0,015
sa 2	ci	CM	3,1	cm	ογ cm	O; cm	Ch cm	m	m	MD cm	cm	© en	cm	cm	oo cm	00 cm	so cm
<75	0,44	1,25	ογ Cd	0,47	1,16	0,51	o	0,43	o so o	0,56	^r	60Ί	UD o	0,72	0,77	0,57	0,40
Skład	U	0,06	on ο_λ o	0,07	o o	0,05	0,06	0,06	o o o	Ch o o	0,08	0,05	0,05	0,09	oo © o	0,07	oo θ' o'	0,09
Kod stali	<	m	U	Q		tu	O	X					2	z	O	CU	σ

1) Liczby w zacienionych polach są poza zakresami przewidzianymi według wynalazku.

PL 208 233 B1

Uwagi

Stal według wynalazku |

Sial według wynalazku |

1 1 >· £ ac .2 o 4> £ 3 00

Stal według wynalazku

Stał według wynalazku |

Stal według wynalazku |

i Stal według wynalazku |

1 Stal według wynalazku |

t Stal według wynalazku j

| Stał według wynalazku

Stal według wynalazku |

Stal według wynalazku (

Stal według wynalazku

I Stal według wynalazku |

Stał według wynalazku

1 Stal według wynalazku |

Kształt przełomu zgrzeiny punktowej

! poza jądrem (

£ g Ϊ o.

E 2 a

.5 2 Ί& Ϊ Ί

i poza jądrem j

poza jądrem |

S 2 —i S a

' poza jądrem |

i •-! s a

poza jądrem j

| poza jądrem |

1 poza jądrem ]

[pozajądrem |

poza jądrem

| poza jądrem

S 2 s Ϊ © o.

1 poza jądrem !

λ 73 3 3 ll 3

O

o

O

o

O

o

O

Stosunek K twardości zgrzeiny- stali wyjść, (K^smax tward, zgrzeiny/max twardość stali wyjść,)

Ok cm

Ok CM^

3 m

o CM

©

3

Ok

en 3

CM

Ck CM

«Ck en

eo

CM

rc

£ § % ·§ o i § a > δ

CM r— en

CS r©

O 3

00 3

oo »n m

«η Ok m

en O 3

Ok CM 3

Os o 3

3 Vk <3

en 3

O O 3

Ok Ok en

C- 3

<Λ 3

Twardość stali wyjś- ciowej (HV 0,1)

Os o© CM

Ok r* CM

O en

Ok 3 en

en

o 3 m

30 •O en

Ok Ok CM

Vk CM en

CM Ok ΓΜ

3 en

ί- ο «3

C- en

Ok r*k en

<n 3 m

C- m

Ocena miejsco- wej odkształ- cainości λ>60%

O

o

O

o

O

Stosunek poszerzalności otworu λ (%)

CM r-

CM Ok

O

CM i~-

Ok r-

oo r-

o OO

r- r-

00 r-

3 ©

Ok O

Ok 00

Ok ©

30

3 •30

oo

£ c*

Wytrzymałość na rozciąganie (MPa)

CM Ok

3 tA Ok

c- O

00 ag O

*n Ok

ί 1054 1

I 1077 I

3 CM

3 o

CM 3 Ok

3 CM w

| 1005

en Ok Ok

| 1005

wn k© c©

k© oo ©

CM Ok

Wyrażenie C

r- © o CM

o 00 Wk

CM 30 3

CM 00

c- 00

13053 Ί

en 3 Ok

<·*> en CM

c- oo 3

δ ©

c- en

14668

k© k© en 3

oo Γ- CM

•Π o m

oo •Zk CM

© §

Wyrażenie D

CA <μ_λ θ'

r- CM O

Ok CM o

'Ci CM o

r- CM θ'

3 CM o

un CM θ'

00 CM ©

Ok CM O

0,26

£3 0 |

ίο CM θ'

Wyrażenie B

o GO CM

oo cm

3 CM en

o en

& cm

o ©y CM

en

Ok 3^ CC

% CC

oo © CM

r» Ok CM

O en

en Ok CM

en Ok c-t

3 O, CC

Wyrażenie A

0,0054

i 0,0040

o 3 § θ'

0,0040

$ o o θ’

o 3 θ’

CM © O co o

«Ck £ O ©

0,0046 :

O

0,0040

§ δ θ'

Ξ ffl

Ok m

en t—

en

o 3

c- en

3

ITl en

Ok en

Ok CM

3 ©

OO vk

f3 <3

o m

r* 3

cc

ec

<

01

α

Q

ω

tu

O

X

*ł

-4

s

2

O

a-

α

PL 208 233 B1

	Uwagi	8 u 3 Cd C S £ o <X5 o	cd N U £ rt e S — -O S £ (Z) Q	Stal porównawcza	Stal porównawcza	Stal porównawcza	a u i 1 2 o CZ5 G	Stal porównawcza	Stal porównawcza	—I-1 nniejszy jest
Kształt przełomu i zgrzeiny punktowej	w jądrze	£ cd u o -5	w jądrze	poza iadrem	poza jądrem	w jądrze	poza iadrem	poza iadrem	X _□ r~ 4-1 en ΰ
Ocena spawal- ności: K<1,47	X	O	X	O	O	X	O	O	z—\ '57* £ .o c_>
Stosunek K twardości zgrzeiny-stali wyjściowej (K= max tward,zgrzeiny/ max twardość stali wyjść,)	Oh •τ	1,20	izh	Ό CM	1,14	1,48		CM	1) Liczby w zacienionych polach są poza zakresami przewidzianymi według wynalazku. 2) Ocena miejscowej odkształcalności: stosunek rozszerzalności otworu λ>60% jest wyrażony poprzez znak O (dobra). *3) Ocena spawalności: przypadek, gdy stosunek K twardości zgrzeiny-stali wyjściowej (K= max twardość zgrzeiny/max twardość stali wyjś< wyrażony poprzez znak O (dobra).
' c £ ji c \| ΰ ° * > £	498	»n oo r*“)	Oh CM ’Τ	305	376	478	407	380
a Λ - g £'J? θ' « SJ £ > 3» <2 .2 Η <λ o O-	v> m en	320	278	242	ΓΊ fh	5f CM m	356	314
Ocena miejsco- wej odkształ- całności λ>60%	X	X	X	O	X	X	X	X
Ϊ □ u 2 ? μ e o O S2 cd £ C? t/5 O. 2 O £	oo CM	r- Ch	r~i Tl·	oo oo	o 'T	24	rf	•4-
03 1 . c ά 2 ‘g .2 t- -2 u cu	1026	666	964	694	V) CM ©	1109	1011	997
	Wyrażenie C	o Tl·	741	756	428	757	r- r- 5T	1915	1429
	Wyrażenie D	CM CC ©	0,24	co θ'	0,21	0,25	m r*h o'	j 0,26 .	0,26
	Wyrażenie B	τΤ, cn	3,10	2,84	2,77	2,71	3,62	•n r*T	Os oo CM
5? od a £* -	Wyrażenie A	0,0040	0,0074	0,0040	0,0040	0,0040	0,0040	6900‘0	CM O O o ©‘
c o	3	o\	m >-	76	m	40	Γ- m	TT	ΖΊ m
o Η 1	Kod stali	S3	X	o	-a	u	C+-.	OO	X

wyrażony poprzez znak O (dobra).

Claims

1. Blacha stalowa walcowana na zimno, zwłaszcza obrobiona powierzchniowo, o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 780MPa, znamienna tym, że zawiera (w % wagowych);

C: 0,05 do 0,09%,

Si: 0,4 do 1,3%,

Mn: 2,5 do 3,2%,

P: 0,001 do 0,05%,

N: 0,0005 do 0,006%,

Al: 0,005 do 0,1%,

Ti: 0,001 do 0,045% i

S w zakresie określonym przez następujące wyrażenie (A),

S< 0,08 x (Ti(%) - 3.43 x N(%)) + 0,004 (A), w którym, gdy wartość członu Ti(%) - 3,43 x N(%) wyrażenia (A) jest ujemna, wartość jest uważana za zero, a resztę stanowi Fe i nieuniknione zanieczyszczenia, przy czym wskazane składniki spełniają następujące wyrażenia (C) i (D):

950 < (Mneq./(C (%) - (Si(%) /75)))x procentowy udział powierzchni bainitu (%) (C),

Mneq. = Mn(%) - 0,29 x Si(%) + 6,24 x C(%) (B), a przy tym mikrostruktura blachy stalowej ma procentowy udział powierzchni bainitu wynoszący co najmniej 7%, a resztę stanowi co najmniej jeden z ferrytu, martenzytu, odpuszczonego martenzytu i szczątkowego austenitu.

2. Blacha stalowa, według zastrz. 1, znamienna tym, że zawiera jako dodatkowe składniki co najmniej jeden z (w % wagowych):

Nb: 0,001 do 0,04%

B: 0,0002 do 0,0015%, i

Mo: 0,05 do 0,50%.

3. Blacha stalowa, według zastrz. 1 albo 2, znamienna tym, że zawiera jako dodatkowy składnik od 0,0003 do 0,01% wagowych Ca.

4. Blacha stalowa, według zastrz. od 1 do 3, znamienna tym, że zawiera jako dodatkowy składnik od 0,0002 do 0,01% wagowych Mg.

5. Blacha stalowa, według zastrz. od 1 do 4, znamienna tym, że zawiera jako dodatkowe składniki od 0,0002 do 0,01% wagowych metali ziem rzadkich.

6. Blacha stalowa, według zastrz. od 1 do 5, znamienna tym, że zawiera jako dodatkowe składniki od 0,2 do 2,0% wagowych Cu i od 0,05 do 2,0% wagowych Ni.

7. Blacha stalowa, według zastrz. od 1 do 6, znamienna tym, że jest pokryta cynkiem lub jego stopem w obróbce powierzchniowej.