DE112014004844T5 - Warm-gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung und ausgezeichneter Kaltumformbarkeit - Google Patents

Warm-gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung und ausgezeichneter Kaltumformbarkeit Download PDF

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Katsura Kajihara
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Abstract

Ein warm-gewalztes Stahlblech wird bereitgestellt, das: eine Blechdicke von 2–10 mm aufweist; spezifische Mengen von C, Mn, Al und N enthält, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; und eine spezifische Oberfläche, besetzt von Ferrit und Perlit, aufweist, wobei der Rest Bainit umfasst. Von der Gesamtanzahl der Kristallkörner in dem warm-gewalzten Stahlblech sind 60% Kristallkörner, die ein Aspektverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) von 3 oder weniger aufweisen, und der mittlere Kristall-Korndurchmesser von allen Kristallkörnern ist 3–50 μm.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein warm-gewalztes Stahlblech, das gute Kaltumformbarkeit während des Verarbeitens vor einer Wärme-Behandlung zeigt, und das eine vorbestimmte Oberflächenhärte und eine gewünschte Härte auch in einem tiefen Abschnitt der Oberfläche nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung zeigt. Insbesondere betrifft sie unter Stahlmaterialien, die als diverse. Konstruktionsteile eingesetzt werden, ein warm-gewalztes Stahlblech, das als Material zur Herstellung von Teilen, zum Beispiel Kupplungen, Dämpfer, Zahnräder und dergleichen, die in jedem Abschnitt von Automobilen usw. angewendet werden, verwendbar ist, welche einer Oberflächen-Härtungs-Behandlung durch eine Aufkohlungs-Abschreck- oder Carbonitrierungs-Abschreck-Behandlung unterzogen werden, damit die Verschleiß-Festigkeit und Anti-Ermüdungs-Eigenschaften verbessert werden. In der nachstehenden Beschreibung werden Erläuterungen durch allgemeine Bezugnahme auf einen Fall der Anwendung bei Kupplungen angegeben, jedoch ist die vorliegende Erfindung natürlich nicht auf deren Herstellung begrenzt und kann effektiv als Material zur Herstellung von Teilen genutzt werden, die hohe Oberflächenhärte und ausgezeichnete Schlag-Eigenschaften erfordern, durch Ausnutzen von ihren ausgezeichneten Aufkohlungs-Abschreck-Eigenschaften und Carbonitrierungs-Abschreck-Eigenschaften zum Härten des Oberflächen-Abschnitts, wobei hohe Zähigkeit in dem Kern-Teil aufrechterhalten wird.
  • TECHNISCHER HINTERGRUND
  • Seit einiger Zeit wird aus Sicht des Umweltschutzes eine Gewichtsverminderung, d. h. höhere Festigkeit, von Stahlmaterialien zur Verwendung bei diversen Teilen eines Kraftfahrzeugs, zum Beispiel Getriebe-Teile, wie Zahnräder und Gehäuse, zur Verbesserung des Kraftstoff-Wirkungsgrads von Automobilen immer stärker gefordert. Um dieses Erfordernis zur Gewichtsverminderung und höherer Festigkeit zu erfüllen, wurde ein durch Warmschmieden eines Stahlstabs (warm-geschmiedetes Material) hergestelltes Stahlmaterial als ein in üblicher Weise angewendetes Stahlmaterial (siehe zum Beispiel Patent-Dokument 1) verwendet. Um außerdem den CO2-Emissionsgrad bei dem Verfahren zur Herstellung von Teilen zu vermindern, nimmt auch das Erfordernis zum Kaltschmieden von Teilen, wie Zahnräder, welche bislang durch Warmschmieden bearbeitet wurden, zu.
  • Kaltumformung (Kaltschmieden) ist dahingehend vorteilhaft, dass die Produktivität davon hoch ist, verglichen mit Warmumformung und Warmbearbeitung, und darüber hinaus sowohl die Maßhaltigkeit als auch die Stahlmaterial-Ausbeute gut sind. Andererseits besteht ein Problem, das im Fall der Herstellung von Teilen durch Kaltumformung auftritt, darin, dass unbedingt ein Stahlmaterial mit hoher Festigkeit, d. h. hoher Formbeständigkeit, verwendet werden muss, um so zu sichern, dass die Festigkeit von kalt-bearbeiteten Teilen gleich oder mehr als ein vorbestimmter erwarteter Wert ist. Jedoch hat ein Stahlmaterial mit einer höheren Formbeständigkeit beim Einsatz den Nachteil, dass es zu einem Verkürzen der Lebensdauer der Metallform zur Kaltumformung führt.
  • Vor dem vorstehend erwähnten Hintergrund wurden auf dem Gebiet von Getriebe-Teilen Untersuchungen ausgeführt, um von den herkömmlich geschmiedeten Produkten (z. B. warm-geschmiedet und kalt-geschmiedet) von Stahlstäben zur Herstellung von Teilen unter Verwendung von Stahlblechen umzustellen, mit dem Ziel, Gewichtsverminderung oder Kostenverminderung von Teilen zu erreichen. Unter anderem ist bei den Teilen, deren Oberfläche einem Anpressdruck ausgesetzt ist, wie Zahnräder, Dämpfer und Kupplungen, durch Anwenden einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung nach Zerspanen eines Stahlblechs zu Teilen die Oberflächenhärte angestiegen, sodass Verschleiß-Festigkeit und Anti-Ermüdungs-Eigenschaften verliehen werden. Als Stahlblech zur Herstellung von diesen Teilen wurde im Allgemeinen ein herkömmlicher Weichstahl (z. B. SPHC) verwendet, aber es werden weiterhin höhere Festigkeit und höhere Härte gefordert.
  • Hoch-feste Teile, die vorbestimmte Festigkeit und Oberflächenhärte garantieren, werden durch Ausführen einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung nach Kalt-Umformen (z. B. Drücken) eines Stahlblechs zu einer vorbestimmten Form hergestellt. Um die Härte der aufgekohlten Oberfläche zu steigern, kann man überlegen, die Menge einer Haupt-Komponente, hauptsächlich die C-Menge, oder von einem zusätzlichen Element zu steigern, aber dies führt zu einer Verminderung der Kaltumformbarkeit vor der Wärme-Behandlung. Folglich wurde eine Lösung gefordert, die sowohl das Sichern der Kaltumformbarkeit als auch die Verbesserung der Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung erreichen kann.
  • Wie vorstehend beschrieben, zielt die vorliegende Erfindung auf ein warm-gewalztes Stahlblech. Herkömmliche Techniken, bezogen auf ein warm-gewalztes Stahlblech, schließen zum Beispiel die nachstehenden Patent-Dokumente 2 bis 6 ein.
  • Von dem in Patent-Dokument 2 offenbarten warm-gewalzten Stahlblech wird angenommen, dass es verbesserten Ausgleich zwischen Festigkeit und Dehnungsformbarkeit [Stretch-Flange-Formability] auf Grund einer Konfiguration aufweist, bei der 70% oder mehr der Metall-Mikrostruktur in Bezug auf den prozentualen Flächenanteil eine Ferrit-Phase ist, wobei die mittlere Korngröße davon 50 μm oder weniger ist, das Aspektverhältnis bzw. Längenverhältnis davon 3 oder weniger ist, wobei 70% oder mehr der Ferrit-Korngrenze aus einer Groß-Winkel-Korngrenze zusammengesetzt ist, der maximale Durchmesser der von der Groß-Winkel-Korngrenze gebildeten Ferrit-Phase 30 μm oder weniger ist, der Flächenanteil von einer Ausscheidung mit einem minimalen Durchmesser von 5 nm oder mehr 2% oder weniger der Metall-Mikrostruktur ist, die mittlere Korngröße von einer zweiten Phase mit einem maximalen prozentualen Flächenanteil unter restlichen Phasen ausschließlich der Ferrit-Phase und der Ausscheidung 50 μm oder weniger ist und die Groß-Winkel-Korngrenze der Ferrit-Phase zwischen den nächsten zweiten Phasen vorliegt.
  • Von dem in Patent-Dokument 3 offenbarten warm-gewalzten Stahlblech wird vermutet, dass es verbesserte Dehnungsformbarkeit auf Grund von einer Konfiguration aufweist, bei der die mittlere Ferrit-Korngröße von 1 bis 10 μm ist, die Standardabweichung von der Ferrit-Korngröße 3,0 μm oder weniger ist und das Form-Verhältnis von einem Einschluss 2,0 oder weniger ist.
  • Von dem in Patent-Dokument 4 offenbarten warm-gewalzten Stahlblech wird vermutet, dass es verbesserte Dehnungsformbarkeit auf Grund von einer Konfiguration aufweist, bei der die Mikrostruktur eine Ferrit-Bainit-Mikrostruktur mit einer Ferrit-Phasen-Fraktion von 50% oder mehr ist, wobei der Rest Bainit ist, und die Mn-Mikrosegregation im Bereich von 1/8 t bis 3/8 t der Blechdicke t in den Bereich, der 0,10 ≥ σ/Mn genügt, fällt.
  • Von dem in Patent-Dokument 5 offenbarten warm-gewalzten Stahlblech wird vermutet, dass es verbesserte Dehnung und Dehnungsformbarkeit auf Grund einer Konfiguration aufweist, bei der die Mikrostruktur eine Ferrit-Phase mit einem Flächenverhältnis von 20% oder mehr, einer getemperten Martensit-Phase mit einem Flächenverhältnis von 10 bis 60%, einer Martensit-Phase mit einem Flächenverhältnis von 0 bis 10% und einer zurückgehaltenen Austenit-Phase mit einem Volumen-Prozentsatz von 3 bis 15% enthält.
  • Obwohl die in Patent-Dokumenten 2 bis 5 offenbarten warm-gewalzten Stahlbleche in der Kaltumformbarkeit ausgezeichnet sind, wird die Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung überhaupt nicht angeführt und die Verbesserungswirkung darauf ist unbekannt.
  • Andererseits wird von dem in Patent-Dokument 6 offenbarten warm-gewalzten Stahlblech (aufgekohlter Bandstahl) vermutet, dass er das Vermindern des ”Shear-Droop” während des Stanzens und Weglassen einer Aufkohlungs-Behandlung nach dem Stanzen auf Grund einer Konfiguration ermöglicht, bei der die durchschnittliche Härte zu einer Tiefe von 50 μm in dem Oberflächenschicht-Teil in der Blechdicken-Richtung 170 HV oder mehr ist, die Metall-Mikrostruktur Ferrit + Perlit ist und die Differenz ΔC = CS – CM zwischen der Oberflächen-Kohlenstoff-Konzentration CS (Masse-%) und der durchschnittlichen Kohlenstoff-Konzentration im Stahl CM (Masse-%) 0,1 Masse-% oder mehr ist.
  • Obwohl das in Patent-Dokument 6 offenbarte warm-gewalzte Stahlblech (aufgekohlter Bandstahl) in der Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung ausgezeichnet ist, wird die Kaltumformbarkeit überhaupt nicht angeführt und die Verbesserungswirkung darauf ist unbekannt.
  • Wie vorstehend beschrieben, wurden bis jetzt fast keine Untersuchungen an einem warm-gewalzten Stahlblech mit sowohl Kaltumformbarkeit als auch Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung durchgeführt.
  • LITERATUR DES STANDES DER TECHNIK
  • PATENT-DOKUMENTE
    • Patent-Dokument 1: Japanisches Patent Nr. 3 094 856
    • Patent-Dokument 2: Japanisches Patent Nr. 3 821 036
    • Patent-Dokument 3: Japanisches Patent Nr. 4 276 504
    • Patent-Dokument 4: Japanisches Patent Nr. 4 644 075
    • Patent-Dokument 5: JP-A-2011-168861
    • Patent-Dokument 6: JP-A-2010-222663
  • KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG
  • DURCH DIE ERFINDUNG ZU LÖSENDE PROBLEME
  • Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein warm-gewalztes Stahlblech mit sowohl Kaltumformbarkeit als auch Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung bereitzustellen. In der vorliegenden Erfindung umfasst die Aufkohlungs-Wärme-Behandlung zusätzlich zur normalen Aufkohlung auch den Fall einer Wärme-Behandlung zur Carbonitrierung.
  • MITTEL ZUM LÖSEN DER PROBLEME
  • Die Erfindung nach Anspruch 1 ist ein warm-gewalztes Stahlblech, das in Kaltumformbarkeit und Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung ausgezeichnet ist, mit:
    einer Blechdicke von 2 bis 10 mm;
    einer Komponenten-Zusammensetzung, enthaltend in Masse-% (hierin gilt anschließend das Gleiche für chemische Komponenten),
    C: von 0,05 bis 0,30%,
    Mn: von 0,3 bis 3,0%,
    Al: von 0,015 bis 0,1%, und
    N: von 0,003 bis 0,30%,
    wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist; und
    einer Mikrostruktur, enthaltend in Flächenverhältnis
    Ferrit: von 10 bis 50%,
    Perlit: von 15 bis 50% und
    Rest: Bainit,
    wobei
    im Hinblick auf Körner von allen Phasen, einschließlich des Ferrits und des Perlits (hierin anschließend als ”alle Körner” bezeichnet),
    eine Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) von 3 oder weniger 60% oder mehr von einer Anzahl von allen Körnern ist und eine mittlere Korngröße von allen Körnern von 3 bis 50 μm ist.
  • Die Erfindung nach Anspruch 2 ist das warm-gewalzte Stahlblech nach Anspruch 1, wobei in den unvermeidbaren Verunreinigungen Si 0,5% oder weniger ist, P 0,030% oder weniger ist und S 0,035% oder weniger ist.
  • Die Erfindung nach Anspruch 3 ist das warm-gewalzte Stahlblech nach Anspruch 1 oder 2, in welchem die Komponenten-Zusammensetzung weiterhin mindestens eines der nachstehenden (a) bis (f) enthält:
    • (a) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr: 3,0% oder weniger (0% ausgenommen), Mo: 1,0% oder weniger (0% ausgenommen) und Ni: 3,0% oder weniger (0% ausgenommen);
    • (b) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cu: 2,0% oder weniger (0% ausgenommen) und Co: 5% oder weniger (0% ausgenommen);
    • (c) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus V: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen), Ti: 0,1% oder weniger (0% ausgenommen) und Nb: 0,1% oder weniger (0% ausgenommen);
    • (d) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ca: 0,08% oder weniger (0% ausgenommen) und Zr: 0,08% oder weniger (0% ausgenommen);
    • (e) Sb: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen); und
    • (f) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus REM: 0,05% oder weniger (0% ausgenommen), Mg: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen), Li: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen), Pb: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen) und Bi: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen).
  • VORTEILE DER ERFINDUNG
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung sind in einer Mikrostruktur, die hauptsächlich Ferrit + Perlit enthält, Körner davon gleichachsig und verfeinert, wodurch ein warm-gewalztes Stahlblech, das es möglich macht, eine vorbestimmte Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung zu erhalten, während Kaltumformbarkeit gewährleistet ist, bereitgestellt werden kann.
  • AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG
  • Das warm-gewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung (hierin anschließend manchmal als ”Stahlblech der vorliegenden Erfindung” oder einfach als ”Stahlblech” bezeichnet) wird nachstehend genauer beschrieben. Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat etwas mit dem warm-geschmiedeten Material (hoch-fester hoch-zäher Stahl zum Aufkohlen), der in Patent-Dokument 1 beschrieben wird, in Bezug auf die Komponenten-Zusammensetzung gemeinsam, unterscheidet sich aber indem die Mikrostruktur eine Mikrostruktur ist, die hauptsächlich Ferrit + Perlit enthält und die Körner davon sind gleichachsig und verfeinert.
  • [Blechdicke von Stahlblech der vorliegenden Erfindung: von 2 bis 10 mm]
  • Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat eines mit einer Blechdicke von 2 bis 10 mm zum Ziel. Wenn die Blechdicke weniger als 2 mm ist, kann die Steifigkeit als eine Struktur nicht gesichert werden. Wenn die Blechdicke andererseits 10 mm übersteigt, kann die in der vorliegenden Erfindung ausgewiesene Mikrostruktur-Konfiguration kaum erreicht werden, und die gewünschten Wirkungen können nicht erhalten werden. Die untere Grenze der Blechdicke ist vorzugsweise 3 mm oder mehr und bevorzugter 4 mm oder mehr. Die obere Grenze davon ist vorzugsweise 9 mm oder weniger und bevorzugter 7 mm oder weniger.
  • Nun wird die Komponenten-Zusammensetzung, die das Stahlblech der vorliegenden Erfindung ausmacht, beschrieben. Nachstehend sind alle Einheiten von chemischen Komponenten Masse-%.
  • [Komponenten-Zusammensetzung von Stahlblech der vorliegenden Erfindung]
  • <C: von 0,05 bis 0,30%>
  • C ist ein zum Sichern der Festigkeit des Kern-Teils unverzichtbares Element, als ein schließlich erhaltenes aufgekohltes (oder carbonitriertes) abgeschrecktes Teil, und wenn weniger als 0,05% vorliegen, kann keine ausreichende Festigkeit erhalten werden. Wenn jedoch zu viel enthalten ist, ist nicht nur die Zähigkeit verschlechtert, sondern auch die Zerspanbarkeit oder Kalt-Schmiedbarkeit ist vermindert, sodass die Umformbarkeit beeinträchtigt wird und deshalb ist die obere Grenze davon 0,30%. Der bevorzugte Gehalt von C liegt im Bereich von 0,08 bis 0,25%.
  • <Mn: von 0,3 bis 3,0%>
  • Mn ist ein für die Desoxidation von geschmolzenem Stahl wirksames Element und um eine solche Wirkung effektiv hervorzurufen, muss es in einer Menge von 0,3% oder mehr enthalten sein. Wenn zu viel enthalten ist, wird Kaltumformbarkeit oder Zerspanbarkeit negativ beeinflusst und der Segregationsgrad an der Korngrenze nimmt zu, wobei die Korngrenzen-Festigkeit sinkt, was sich negativ auf die Schlag-Eigenschaften auswirkt. Deshalb muss der Gehalt davon 3,0% oder weniger sein. Der bevorzugte Gehalt von Mn liegt im Bereich von 0,5 bis 2,0%.
  • <Al: von 0,015 bis 0,1%>
  • Al ist ein in dem Stahl als Desoxidationsmittel für das Stahlmaterial enthaltenes Element und hat eine Bindungswirkung zu N in dem Stahl, um AlN zu bilden und dadurch das Kornwachstum zu verhindern. Um eine solche Wirkung effektiv hervorzurufen, muss es in einer Menge von 0,015% oder mehr enthalten sein. Die Wirkung ist bei etwa 0,1% gesättigt und wenn der Gehalt dies übersteigt, verbindet sich das Element mit Sauerstoff zur Bildung nichtmetallischer Einschlüsse und die Schlag-Eigenschaften usw. werden negativ beeinflusst. Deshalb wurde die obere Grenze davon auf 0,1% festgelegt und ist vorzugsweise 0,08% oder weniger, bevorzugter 0,06% oder weniger und besonders bevorzugt 0,04% oder weniger.
  • <N: von 0,003 bis 0,30%>
  • N hat eine Bindungswirkung an Al, V, Ti, Nb usw. in dem Stahl, um ein Nitrid zu bilden und dadurch das Kornwachstum zu unterdrücken und die Wirkung wird effektiv ausgeübt, wenn es in einer Menge von 0,003% oder mehr enthalten ist. Es ist vorzugsweise 0,005% oder mehr. Jedoch ist eine solche Wirkung bei etwa 0,30% gesättigt und wenn mit nicht weniger als der vorstehenden Menge enthalten, funktioniert das Nitrid als Einschluss und beeinflusst die physikalischen Eigenschaften negativ. Deshalb wurde die obere Grenze mit 0,30% festgelegt und ist vorzugsweise 0,10% oder weniger, bevorzugter 0,05% oder weniger und besonders bevorzugt 0,03% oder weniger.
  • Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung enthält grundsätzlich die vorstehend beschriebenen Komponenten, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Die Gehalte von Si, P und S werden unvermeidlich eingemischt, wobei sie aus den nachstehenden Gründen in wünschenswerter Weise so klein wie möglich gehalten werden.
  • <Si: 0,5% oder weniger>
  • Si wirkt effektiv als ein verfestigendes Element oder desoxidierendes Element, fördert jedoch andererseits die Korngrenzenoxidation, sodass sich die Biege-Ermüdungs-Eigenschaften verschlechtern und die Kalt-Schmiedbarkeit negativ beeinflussen. Um solche Probleme folglich zu beseitigen, muss der Gehalt davon bei 0,5% oder weniger gehalten werden und wenn unter anderem Biege-Ermüdungs-Eigenschaften mit hohem Niveau gefordert werden, wird der Gehalt davon vorzugsweise bei 0,1% oder weniger gehalten. Aus einem solchen Blickwinkel liegt der bevorzugtere Gehalt von Si im Bereich von 0,02 bis 0,1%.
  • <P: 0,030% oder weniger>
  • P segregiert an der Korngrenze, um die Zähigkeit zu vermindern und deshalb ist die obere Grenze davon mit 0,030% ausgewiesen. Der bevorzugtere Gehalt von P ist 0,020% oder weniger und weiter bevorzugt 0,010% oder weniger.
  • <S: 0,035% oder weniger>
  • S erzeugt MnS und trägt zur Erhöhung der Zerspanbarkeit bei. Im Fall des Anwendens der vorliegenden Erfindung auf Zahnräder usw. sind nicht nur vertikale Schlag-Eigenschaften, sondern auch laterale Schlag-Eigenschaften wichtig, und Anisotropie muss vermindert werden, um die lateralen Schlag-Eigenschaften zu verbessern. Für diesen Zweck muss der S-Gehalt bei 0,035% oder weniger gehalten werden. Der bevorzugtere Gehalt von S ist 0,025% oder weniger und weiter bevorzugt 0,020% oder weniger.
  • Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann die nachstehenden tolerierbaren Komponenten zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Basis-Komponenten in den Bereichen enthalten, die die Wirkungen der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigen.
  • <Mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr: 3,0% oder weniger (0% ausgenommen), Mo: 1,0% oder weniger (0% ausgenommen) und Ni: 3,0% oder weniger (0% ausgenommen)>
  • Diese Elemente sind in Bezug auf eine Wirkung zum Verbessern der Abschreckbarkeit oder Verfeinern der abgeschreckten Mikrostruktur verwendbare Elemente. Insbesondere hat Cr eine ausgezeichnete Wirkung zur Verbesserung der Abschreckbarkeit; Mo wirkt effektiv zum Senken einer unvollständig abgeschreckten Mikrostruktur, verbessert die Abschreckbarkeit und steigert zudem die Korngrenzen-Festigkeit und Ni verfeinert die Mikrostruktur nach Abschrecken und trägt dadurch zur Erhöhung der Schlag-Beständigkeit bei. Diese Wirkungen werden vorzugsweise dadurch ausgeübt, dass mindestens ein Mitglied von Cr: 0,2% oder mehr, Mo: 0,08% oder mehr und Ni: 0,2% oder mehr effektiv enthalten ist. Wenn die Cr-Menge jedoch 3,0% übersteigt, erzeugt Cr ein Carbid und verursacht Korngrenzen-Segregation, sodass sich die Korngrenzen-Festigkeit vermindert und wiederum die Zähigkeit negativ beeinflusst wird; die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Mo nehmen bei etwa 1,0% nicht mehr zu; und die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Ni nehmen auch bei 3,0% nicht mehr zu. Deshalb ist die Zugabe von nicht weniger als jenen Mengen aus wirtschaftlicher Sicht vollkommen nutzlos.
  • <Cu: 2,0% oder weniger (0% ausgenommen) und/oder Co: 5% oder weniger (0% ausgenommen)>
  • Cu ist ein Element, welches effektiv bewirkt, dass die Korrosions-Beständigkeit erhöht wird und die Wirkung wird wirksam dadurch ausgeübt, dass es in einer Menge von vorzugsweise 0,3% oder mehr enthalten ist. Jedoch ist die Wirkung bei einem Gehalt von 2,0% gesättigt und deshalb ist es nutzlos, wenn mehr als die vorstehend genannte Menge enthalten ist. Wenn nur Cu enthalten ist, wird die Warm-Umformbarkeit des Stahlmaterials in der Regel verschlechtert sein und um eine solche kranke Wirkung zu vermeiden, wird Ni mit einer Wirkung der Verbesserung der Warm-Umformbarkeit in wünschenswerter Weise in Kombination in dem vorstehend beschriebenen Gehaltsbereich verwendet.
  • Außerdem sind sowohl Cu als auch Co Elemente mit einer Wirkung zum Verursachen von Reckalterung und Härten eines Stahlmaterials und sind wirksam zur Verbesserung der Festigkeit nach dem Verarbeiten. Um solche Wirkungen effektiv hervorzurufen, sind diese Elemente vorzugsweise jedes in einer Menge von 0,1% oder mehr und weiterhin 0,3% oder mehr enthalten.
  • Wenn der Co-Gehalt jedoch zu groß ist, können die Wirkung zum Verursachen von Reckalterung und Härten eines Stahlmaterials und die Wirkung der Verbesserung der Festigkeit nach Verarbeiten nicht mehr gesteigert werden oder Rissbildung kann gefördert werden. Deshalb wird empfohlen, dass der Co-Gehalt 5% oder weniger, weiterhin 4% oder weniger und insbesondere 3 oder weniger ist.
  • <Mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus V: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen), Ti: 0,1% oder weniger (0% ausgenommen) und Nb: 0,1% oder weniger (0% ausgenommen)>
  • Diese Elemente tragen zur Verbesserung der Zähigkeit (Schlag-Beständigkeit) durch Binden an C oder N bei, um ein Carbid oder ein Nitrid herzustellen und somit die Körner zu verfeinern. Da jedoch die Wirkung um jeden oberen Grenzwert nicht mehr zunimmt und die Zerspanbarkeit oder Kaltumformbarkeit eher negativ beeinflusst werden können, müssen sie gleich oder weniger als die entsprechenden oberen Grenzwerte gehalten werden. Die bevorzugten unteren Grenzwerte zum effektiven Hervorbringen der Zugabe-Wirkung von diesen Elementen sind V: 0,03%, Ti: 0,005% und Nb: 0,005%.
  • <Ca: 0,08% oder weniger (0% ausgenommen) und/oder Zr: 0,08% oder weniger (0% ausgenommen)>
  • Ca umhüllt einen harten Einschluss in einem flexiblen Einschluss und Zr glüht MnS weich, wobei beide dadurch zur Verbesserung der Zerspanbarkeit beitragen. Zusätzlich haben beide Elemente eine Wirkung zum Ansteigen der seitlichen Schlag-Eigenschaften auf Grund der Verminderung in der Anisotropie durch das Weichglühen von MnS. Jedoch werden diese Wirkungen jeweils bei 0,08% nicht mehr zunehmen und deshalb wird es empfohlen, dass der Gehalt von jedem 0,08% oder weniger, weiterhin 0,05% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger ist. Die bevorzugten unteren Grenzwerte zum effektiven Hervorbringen der vorstehend beschriebenen Wirkungen von diesen Elementen sind Ca: 0,0005% (weiterhin 0,001%) und Zr: 0,002%.
  • <Sb: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen)>
  • Sb ist ein Element, das wirksam die Korngrenzenoxidation unterdrückt und dadurch die Dauerbiegefestigkeit zunimmt. Da die Wirkung jedoch bei 0,02% nicht mehr zunimmt, ist die Zugabe von mehr als der Menge aus wirtschaftlicher Sicht nutzlos. Der bevorzugte untere Grenzwert, um effektiv die Wirkung der Zugabe von Sb hervorzurufen, ist 0,001%.
  • <Mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus REM: 0,05% oder weniger (0% ausgenommen), Mg: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen), Li: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen), Pb: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen), und Bi: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen)>
  • REM ist in ähnlicher Weise wie Zr und Ca ein Element, das einen auf einer Sulfid-Verbindung basierenden Einschluss, wie MnS, weichglüht, wodurch die Verformungs-Eigenschaften von Stahl verbessert werden und zur Erhöhung der Zerspanbarkeit beigetragen wird. Um solche Wirkungen effektiv hervorzurufen, ist REM vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr und weiterhin 0,001% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel enthalten ist, nimmt deren Wirkung nicht mehr zu und es kann keine mit dem Gehalt adäquate Wirkung erwartet werden. Deshalb werden 0,05% oder weniger, weiterhin 0,03% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
  • Das ”REM” in der vorliegenden Erfindung bedeutet, dass Lanthanoid-Elemente (15 Elemente von La bis Ln) sowie Sc (Scandium) und Y (Yttrium) enthalten sind. Unter diesen Elementen ist es bevorzugt, dass mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus La, Ce und Y, enthalten ist und es ist bevorzugter, wenn La und/oder Ce enthalten sind.
  • Mg ist in ähnlicher Weise wie Zr und Ca ein Element, das einen auf einer Sulfid-Verbindung basierenden Einschluss, wie MnS, weichglüht, wodurch die Verformungs-Eigenschaften von Stahl verbessert werden und zur Erhöhung der Zerspanbarkeit beigetragen wird. Um solche Wirkungen effektiv hervorzurufen, ist Mg vorzugsweise in einer Menge von 0,0002% oder mehr und weiterhin 0,0005% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel enthalten ist, nimmt die Wirkung davon nicht mehr zu und eine mit dem Gehalt adäquate Wirkung kann nicht erwartet werden. Deshalb werden 0,02% oder weniger, weiterhin 0,015% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
  • Li ist in ähnlicher Weise wie Zr und Ca ein Element, das einen auf einer Sulfid-Verbindung basierenden Einschluss, wie MnS, weichglüht, wodurch die Verformungs-Eigenschaften von Stahl verbessert werden und zur Verbesserung der Zerspanbarkeit beigetragen wird, indem der Schmelzpunkt von einem Al-basierenden Oxid vermindert wird und es dadurch unschädlich gemacht wird. Um solche Wirkungen effektiv hervorzurufen, ist Li vorzugsweise in einer Menge von 0,0002% oder mehr und weiterhin 0,0005% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel enthalten ist, nimmt die Wirkung davon nicht mehr zu und eine mit dem Gehalt adäquate Wirkung kann nicht erwartet werden. Deshalb werden 0,02% oder weniger, weiterhin 0,015% oder weniger und insbesondere 0,01% oder weniger empfohlen.
  • Pb ist ein Element, das zur Verbesserung der Zerspanbarkeit wirksam ist. Um eine solche Wirkung effektiv hervorzurufen, ist Pb vorzugsweise in einer Menge von 0,005% oder mehr und weiterhin 0,01% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel enthalten ist, entsteht ein Problem bei der Produktion, wie die Bildung einer Walzmarkierung. Deshalb werden 0,5% oder weniger, weiterhin 0,4% oder weniger und insbesondere 0,3% oder weniger empfohlen.
  • Bi ist in ähnlicher Weise zu Pb ein Element, das zur Verbesserung der Zerspanbarkeit wirksam ist. Um eine solche Wirkung effektiv hervorzurufen, ist Bi vorzugsweise in einer Menge von 0,005% oder mehr und weiterhin 0,01% oder mehr enthalten. Wenn jedoch zu viel enthalten ist, nimmt die Wirkung der Verbesserung der Zerspanbarkeit nicht mehr zu. Deshalb werden 0,5% oder weniger, weiterhin 0,4% oder weniger und insbesondere 0,3% oder weniger empfohlen.
  • Die das Stahlblech der vorliegenden Erfindung charakterisierende Mikrostruktur wird nachstehend beschrieben.
  • [Mikrostruktur von Stahlblech der vorliegenden Erfindung]
  • Wie vorstehend beschrieben, hat das Stahlblech der vorliegenden Erfindung Ferrit + Perlit als eine Haupt-Mikrostruktur und ist insbesondere dadurch gekennzeichnet, dass im Hinblick auf Körner von allen Phasen, einschließlich Ferrit und Perlit, jeder von dem gleichachsigen Grad und der Größe auf einen speziellen Bereich gesteuert wird.
  • <Mikrostruktur, die Ferrit: von 10 bis 50%, Perlit: von 15 bis 50% und Rest: Bainit enthält >
  • Der Prozentsatz von einer Phase ist ein wichtiger Faktor beim Bestimmen des Festigkeitsgrads des Stahlblechs. In der vorliegenden Erfindung ist es von dem Standpunkt einer Gewährleistung der Kaltumformbarkeit und der Matrix-Festigkeit in dem mittigen Teil der Blechdicke nach einer Wärme-Behandlung notwendig, die Zugfestigkeit auf ungefähr von 350 bis 700 MPa einzustellen. Wenn die Zugfestigkeit weniger als 350 MPa ist, obwohl die Oberflächenhärte auch nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung gesichert sein kann, ist die Härte in einem tiefen Teil der Oberfläche unzureichend, und die Festigkeit und Härte in dem mittigen Teil der Blechdicke sind unzureichend. Wenn andererseits die Zugfestigkeit 700 MPa übersteigt, kann die Kaltumformbarkeit vor einer Wärme-Behandlung nicht gesichert werden. In Verbindung mit dem Festigkeitsgrad ist, wenn der Prozentsatz an Ferrit zu klein ist und/oder der Prozentsatz an Perlit zu groß ist, die Zugfestigkeit zu stark angestiegen, so dass das Formen unmöglich wird. Wenn andererseits der Prozentsatz an Ferrit zu groß ist und/oder der Prozentsatz an Perlit zu klein ist, fehlt die Grund-Festigkeit, was zu unzureichender Festigkeit in dem mittigen Teil der Blechdicke und einer Senkung in der Ermüdungs-Festigkeit führt. Deshalb wird die Mikrostruktur so ausgelegt, dass sie in dem Flächenverhältnis Ferrit: von 10 bis 50% und Perlit: von 15 bis 50% enthält. Der Rest ist Bainit.
  • <Die Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) von 3 oder weniger ist 60% oder mehr von der Anzahl von allen Körnern>
  • Von der Form des Korns wird gefordert, dass das Korn zum Erreichen von sowohl Verstärkung der Stretch-Flange-Umformbarkeit (Dehnungsformbarkeit) als auch Zusicherung der Härte nach einer Wärme-Behandlung in dem mittigen Teil der Blechdicke gleichachsig sein soll, d. h. in einem tiefen Teil der Oberfläche. Für diesen Zweck wird die Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) von 3 oder weniger, welche ein gleichachsiges Korn darstellen, auf 60% oder mehr, vorzugsweise 70% oder mehr und bevorzugter 80% oder mehr, der Anzahl von allen Körnern eingestellt. Das ”alle Körner” bedeutet hierin Körner von allen Phasen, einschließlich des vorstehend beschriebenen Ferrits und Perlits.
  • <Die mittlere Korngröße von allen Körnern ist im Bereich von 3 bis 50 μm>
  • Wenn das Korn zu groß ist, wird die Oberflächenqualität abnehmen, so dass Oberflächenrisse verursacht werden und sich die Lochausdehnbarkeit verschlechtert. Deshalb wird die mittlere Korngröße von allen Körnern auf 50 μm oder weniger, vorzugsweise 40 μm oder weniger und bevorzugter 30 μm oder weniger eingestellt. Andererseits werden im Hinblick auf den unteren Grenzwert, wenn das Korn feiner wird, die Eigenschaften davon verbessert, aber die Walz-Kapazität oder Kühl-Kapazität muss angehoben werden, was die Produktivität vermindert. Deshalb wird die mittlere Korngröße von allen Körnern auf 3 μm oder mehr, vorzugsweise 5 μm oder mehr und bevorzugter 7 μm oder mehr eingestellt.
  • [Verfahren zur Messung des Flächenverhältnisses von jeder Phase]
  • Wie für das Flächenverhältnis von jeder vorstehenden Phase wird jedes Test-Stahlblech zu einer Tiefe von t/4 (t: Blechdicke) geschliffen, dann Nital-Ätzen unterzogen und auf fünf visuellen Gebieten durch ein Raster-Elektronen-Mikroskop (SEM, Vergrößerung: 1000 Mal) photographiert, wodurch jeder Prozentsatz von Ferrit und Perlit durch ein Punkt-Zähl-Verfahren bestimmt wird. Der Rest wurde als Bainit betrachtet.
  • [Verfahren zur Messung des Aspektverhältnisses von Korn]
  • Körner von allen Phasen, einschließlich des vorstehend beschriebenen Ferrits und Perlits, werden für den Maximum-Feret-Durchmesser und den Minimum-Feret-Durchmesser gemessen und das Verhältnis davon (Hauptachse/Nebenachse) wurde als das Aspektverhältnis definiert.
  • [Verfahren zur Messung der mittleren Korngröße]
  • Individuelle Schwerpunkt-Durchmesser wie für alle Körner werden durch Ausführen von Bild-Analyse auf den vorstehend genannten Bildern, die durch das Raster-Elektronen-Mikroskop photographiert wurden, bestimmt und ein durch arithmetisches Mitteln dieser Schwerpunkt-Durchmesser durch die Anzahl von allen Körnern erhaltener Wert wird als mittlere Korngröße von allen Körnern definiert.
  • Das bevorzugte Produktions-Verfahren zum Gewinnen des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung wird nachstehend beschrieben.
  • [Das bevorzugte Produktions-Verfahren von Stahlblech der vorliegenden Erfindung]
  • Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann zum Beispiel als Warmwalz-Coil, erhalten durch Schmelzen eines Roh-Stahls mit der vorstehend beschriebenen Komponenten-Zusammensetzung, Gießen desselben, um eine Bramme zu bilden, und Unterziehen der Bramme wie sie ist oder der Bramme nach Oberflächen-Anfasen, entsprechenden Schritten von Erwärmen, Warm-Grob-Walzen und Glatt-Walzen produziert werden. Rostentfernung und Kaltnachwalzen können danach weiterhin gemäß den geforderten Bedingungen, wie Oberflächenzustand und Blechdicken-Genauigkeit, angewendet werden.
  • [Herstellung von geschmolzenem Stahl]
  • Zuerst können gewünschte Oxide durch Zugeben vorbestimmter Legierungs-Elemente in einer vorbestimmten Reihenfolge zu einem geschmolzenen Stahl hergestellt werden, in welchem die Menge an gelöstem Sauerstoff und die Gesamt-Sauerstoff-Menge eingestellt werden. Vor allem ist es in der vorliegenden Erfindung sehr wichtig, die Menge an gelöstem Sauerstoff einzustellen und anschließend die Gesamt-Sauerstoff-Menge so einzustellen, dass die Erzeugung von einem groben Oxid gehemmt wird.
  • Der ”gelöste Sauerstoff” bedeutet Sauerstoff, der in dem geschmolzenen Stahl vorliegt, ohne Bilden eines Oxids und Halten in einem freien Zustand. Der ”Gesamt-Sauerstoff” bedeutet die Summe von allem Sauerstoff, der in dem geschmolzenen Stahl enthalten ist, d. h. freier Sauerstoff und Sauerstoff, der ein Oxid bildet.
  • Die Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl wird zuerst auf einen Bereich von 0,0010 bis 0,0060% eingestellt. Wenn die Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl weniger als 0,0010% ist, kann eine vorbestimmte Menge von Al-O-basierendem Oxid nicht gesichert werden auf Grund einer zu geringen Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl und eine gewünschte Größen-Verteilung kann nicht erhalten werden. Wenn im Fall des Zugebens von REM außerdem die Menge an gelöstem Sauerstoff nicht ausreichend ist, bildet das REM ein Sulfid und ein Einschluss wird dabei vergröbert, was eine Verschlechterung der Eigenschaften zur Folge hat. Deshalb wird die Menge an gelöstem Sauerstoff auf 0,0010% oder mehr eingestellt. Die Menge an gelöstem Sauerstoff ist vorzugsweise 0,0013% oder mehr und bevorzugter 0,0020% oder mehr.
  • Wenn andererseits die Menge an gelöstem Sauerstoff 0,0060% übersteigt, wird nicht nur die Reaktion von Sauerstoff und den Elementen oben in dem geschmolzenen Stahl auf Grund einer zu großen Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl heftig, was im Hinblick auf den Schmelzvorgang nachteilig ist, aber auch ein grobes Oxid erzeugt, was die Eigenschaften eher verschlechtert. Deshalb sollte die Menge an gelöstem Sauerstoff bei 0,0060% oder weniger gehalten werden. Die Menge an gelöstem Sauerstoff ist vorzugsweise 0,0055% oder weniger und bevorzugter 0,0053% oder weniger.
  • Die Menge an gelöstem Sauerstoff in einem geschmolzenen Stahl, der Primär-Frischen in einem Konverter oder einem Elektroofen unterzogen wurde, übersteigt gewöhnlich 0,010%. Deshalb muss bei dem Produktions-Verfahren der vorliegenden Erfindung die Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl irgendwie auf den vorstehend genannten Bereich eingestellt werden.
  • Das Verfahren zum Einstellen der Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl schließt zum Beispiel ein Verfahren zum Ausführen von Vakuum C-Desoxidation unter Verwendung einer Entgasungs-Frischungs-Vorrichtung vom RH-Typ und ein Verfahren zum Zugeben eines desoxidierenden Elements, wie Si, Mn und Al, ein und die Menge an gelöstem Sauerstoff kann auch durch geeignetes Kombinieren dieser Verfahren eingestellt werden. Zusätzlich kann die Menge an gelöstem Sauerstoff durch Verwendung einer Gießpfannen-Frischungs-Vorrichtung vom Erwärmungs-Typ, eines einfachen Behandlungssystems für geschmolzenes Metall usw., anstelle der Entgasungs-Frischungs-Vorrichtung vom RH-Typ eingestellt werden. Da die Menge an gelöstem Sauerstoff durch Vakuum C-Desoxidation nicht eingestellt werden kann, kann in diesem Fall ein Verfahren zum Zugeben eines desoxidierenden Elements, wie Si, für die Einstellung der Menge an gelöstem Sauerstoff angewendet werden. Im Fall des Anwendens des Verfahrens zum Zugeben eines desoxidierenden Elements, wie Si, kann das desoxidierende Element zugegeben werden, wenn der Stahl von dem Konverter zu der Gießpfanne angestochen wird.
  • Nach Einstellen der Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl auf den Bereich von 0,0010 bis 0,0060% wird der geschmolzene Stahl gerührt, um Oxid in dem geschmolzenen Stahl aufzuschwemmen und zu trennen, wobei die Gesamt-Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl auf den Bereich von 0,0010 bis 0,0070% eingestellt wird. Somit kann in der vorliegenden Erfindung nach Entfernen nicht notwendiger Oxide durch Rühren eines geschmolzenen Stahls, in welchem die Menge an Sauerstoff im Geschmolzenen angemessen gesteuert wird, die Erzeugung von grobem Oxid, d. h. einem groben Einschluss, verhindert werden.
  • Wenn die Gesamt-Sauerstoff-Menge weniger als 0,0010% ist, fehlt die gewünschte Menge an Oxid und deshalb kann die Menge an Oxid als Beitrag zu einer feinen Größen-Verteilung von Einschlüssen nicht gesichert werden. Deshalb wird die Gesamt-Sauerstoff-Menge auf 0,0010% oder mehr eingestellt. Die Gesamt-Sauerstoff-Menge ist vorzugsweise 0,0015% oder mehr und bevorzugter 0,0018% oder mehr.
  • Wenn andererseits die Gesamt-Sauerstoff-Menge 0,0070% übersteigt, ist die Menge an Oxid in dem geschmolzenen Stahl zu groß. Im Ergebnis wird ein grobes Oxid, d. h. ein grober Einschluss, unter Verschlechterung der Eigenschaften produziert. Deshalb sollte die Gesamt-Sauerstoff-Menge bei 0,0070% oder weniger gehalten werden. Die Gesamt-Sauerstoff-Menge ist vorzugsweise 0,0060% oder weniger und bevorzugter 0,0050% oder weniger.
  • Die Gesamt-Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl variiert im Allgemeinen in einer entsprechenden Weise in Reaktion auf die Rührzeit des geschmolzenen Stahls und kann deshalb zum Beispiel durch Einstellen der Rührzeit gesteuert werden. Insbesondere wird die Gesamt-Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl während des Rührens des geschmolzenen Stahls und der Messung der Gesamt-Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl von Zeit zu Zeit nach Entfernen eines aufgeschwemmten Oxids angemessen gesteuert.
  • Im Fall des Zugebens von REM und Ca zu dem Stahlmaterial wird nach Einstellen der Gesamt-Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl zu dem vorstehend beschriebenen Bereich REM zugegeben und dann wird Gießen ausgeführt. Ein gewünschtes Oxid kann durch Zugeben der vorstehend genannten Elemente zu einem geschmolzenen Stahl erhalten werden, in welchem die Gesamt-Sauerstoff-Menge eingestellt wurde.
  • Die zu dem geschmolzenen Stahl zuzugebenden Formen von REM und Ca sind nicht besonders begrenzt und zum Beispiel können reines La, reines Ce, reines Y usw. als REM oder reines Ca und weiterhin Fe-Si-La-Legierung, Fe-Si-Ce-Legierung, Fe-Si-Ca-Legierung, Fe-Si-La-Ce-Legierung, Fe-Ca-Legierung oder Ni-Ca-Legierung zugegeben werden. Ein Misch-Metall kann auch zu dem geschmolzenen Metall gegeben werden. Das Misch-Metall ist ein Gemisch von Selten-Erden-Elementen der Cer-Gruppe und enthält insbesondere ungefähr von 40 bis 50% Ce und ungefähr von 20 bis 40% La. Jedoch enthält das Misch-Metall häufig Ca als Verunreinigung und im Fall, wenn das Misch-Metall Ca enthält, muss dem in der vorliegenden Erfindung ausgewiesenen bevorzugten Bereich genügt werden.
  • Wenn REM zugegeben wird, wird in der vorliegenden Erfindung der geschmolzene Stahl nach der Zugabe von REM vorzugsweise für den Bereich von nicht mehr als 40 Minuten gerührt, um so die Entfernung von einem groben Oxid zu fördern. Wenn die Rührzeit 40 Minuten übersteigt, wird ein Oxid auf Grund des Auftretens von Aggregation/Verschmelzen von feinen Oxiden in dem geschmolzenen Stahl vergröbert, wobei sich die Eigenschaften verschlechtern. Deshalb ist die Rührzeit vorzugsweise 40 Minuten oder weniger. Die Rührzeit ist bevorzugter 35 Minuten oder weniger und noch bevorzugter 30 Minuten oder weniger. Der untere Grenzwert der Rührzeit des geschmolzenen Stahls ist nicht besonders begrenzt, aber wenn die Rührzeit zu kurz ist, werden die Konzentrationen von zusätzlichen Elementen nicht gleichförmig und die gewünschte Wirkung als das gesamte Stahlmaterial kann nicht erhalten werden. Folglich wird eine gewünschte Rührzeit gemäß der enthaltenen Größe gefordert.
  • Auf diese Weise kann ein geschmolzener Stahl mit einer eingestellten Komponenten-Zusammensetzung erhalten werden. Unter Verwendung des erhaltenen geschmolzenen Stahls wird Gießen ausgeführt, um einen Walzblock zu erhalten.
  • Nun werden Erwärmen, Warmwalzen einschließlich Glatt-Walzen, schnelle Kühlung nach Warmwalzen, langsame Kühlung nach Stopp von schneller Kühlung, schnelle Kühlung und Aufwickeln zur Coil nach langsamer Kühlung für die Produktion ausgeführt.
  • [Erwärmen]
  • Das Erwärmen vor Warmwalzen wird bei 1150 bis 1300°C ausgeführt. Dieses Erwärmen liefert eine Austenit-Einzel-Phase, wobei ein feste-Lösungs-Element (einschließlich eines zusätzlichen Elements, wie V und Nb) in dem Austenit fest gelöst wird. Wenn die Erwärm-Temperatur weniger als 1150°C ist, kann das Element in dem Austenit nicht fest gelöst werden und im Ergebnis wird ein grobes Carbid gebildet, wobei die Wirkung zum Verbessern der Ermüdungseigenschaften nicht erhalten werden kann. Andererseits ist eine Temperatur, die 1300°C übersteigt, angesichts der Ausführung schwierig. Wenn Ti als ein zusätzliches Element enthalten ist, ist von dem Standpunkt des Bildens einer festen Lösung von Ti, welches die höchste Lösungs-Behandlungs-Temperatur unter Carbiden aufweist, eine Temperatur gleich oder höher als die Lösungs-Behandlungs-Temperatur von TiC und 1300°C oder weniger notwendig. Die bevorzugtere untere Grenze der Erwärm-Temperatur ist 1200°C.
  • [Warm-Grob-Walzen]
  • Bei dem Grobwalzen wird die Mikrostruktur-Steuerung von rekristallisiertem Austenit so ausgeführt, dass der vorliegende Prozentsatz an einem in der vorliegenden Erfindung ausgewiesenen äquiaxialen Korn mit einer vorbestimmten Form gesichert ist. Unter Berücksichtigen der Sicherung der Temperatur bei dem anschließenden Glatt-Walzen wird die Grobwalz-Temperatur auf von 900 bis 1200°C eingestellt, und das Austenit-Korn wird verfeinert und wiederholt bei dem Grobwalzen rekristallisiert, wobei der vorliegende Prozentsatz des äquiaxialen Korns mit einer vorbestimmten Form gesteuert werden kann. Die Grobwalz-Temperatur ist bevorzugter von 900 bis 1100°C.
  • [Warm-Glatt-Walzen]
  • Warmwalzen wird so ausgeführt, dass die Glatt-Walz-Temperatur 800°C oder mehr sein kann. Wenn die Glatt-Walz-Temperatur auf niedrig eingestellt wird, tritt Ferrit-Umwandlung bei einer hohen Temperatur auf und ein ausgeschiedenes Carbid in Ferrit wird vergröbert. Deshalb darf die Glatt-Walz-Temperatur bei einem angegebenen Niveau nicht geringer sein. Die Glatt-Walz-Temperatur wird bevorzugter auf 850°C oder mehr eingestellt, so dass das Austenit-Korn wachsen kann und die Korngröße von Bainit angestiegen sein kann.
  • [Differenz zwischen Eintritts-Seiten-Temperatur und Austritts-Seiten-Temperatur von Warm-Glatt-Walzen]
  • Die Differenz zwischen der Eintritts-Seiten-Temperatur und der Austritts-Seiten-Temperatur von Warm-Glatt-Walzen wird auf 150°C oder weniger eingestellt. Wenn diese Temperatur-Differenz 150°C übersteigt, was der Fall ist, wenn die Temperatur vor Glatt-Walzen hoch ist, wächst nicht nur das Korn (Austenit-Korn), sondern auch das während des Glatt-Walzens erzeugte rekristallisierte Korn wächst stark. Wenn zusätzlich die Temperatur-Differenz zwischen der Eintritts-Seite und der Austritts-Seite groß ist, wird die während des Glatt-Walzens hergestellte rekristallisierte Mikrostruktur wahrscheinlich nicht gleichförmig werden und ein Korn mit einem großen Aspektverhältnis wird in der Regel verbleiben. Aus diesen Gründen wird die Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis von 3 oder weniger weniger als 60% von der Anzahl von allen Körnern. Die Temperatur-Differenz ist bevorzugter 100°C oder weniger.
  • [Schnelle Kühlung nach Warmwalzen]
  • Innerhalb 5 Sekunden nach der Beendigung des Glatt-Walzens wird schnelle Kühlung bei einer Abkühlgeschwindigkeit (schnelle Abkühlgeschwindigkeit) von 20°C/s oder mehr ausgeführt, und die schnelle Kühlung wird bei einer Temperatur (schnelle Abkühlstopptemperatur) von 580°C oder mehr und weniger als 680°C gestoppt. Dies erfolgt zum Senken der Ferrit-Umwandlungsstart-Temperatur und dabei Frischen des in Ferrit gebildeten ausgeschiedenen Carbids. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit (schnelle Abkühlgeschwindigkeit) weniger als 20°C/s ist, wird die Perlit-Umwandlung gefördert, oder wenn die schnelle Abkühlstopptemperatur weniger als 580°C ist, wird die Perlit-Umwandlung oder Bainit-Umwandlung gefördert und im Ergebnis wird die Kaltumformbarkeit vermindert. Wenn andererseits die schnelle Abkühlstopptemperatur 680°C oder mehr ist, wird das ausgeschiedene Carbid in Ferrit vergröbert und die Anti-Ermüdungs-Eigenschaften können nicht gesichert werden. Die schnelle Abkühlstopptemperatur ist vorzugsweise von 600 bis 650°C und bevorzugter 610 bis 640°C.
  • [Langsame Kühlung nach Stopp von schneller Kühlung]
  • Nach dem Stopp der schnellen Kühlung wird langsame Kühlung bei einer Abkühlgeschwindigkeit (langsame Abkühlgeschwindigkeit) von 5°C/s oder mehr und weniger als 20°C/s ausgeführt. Die langsame Abkühlgeschwindigkeit wird auf 5°C/s oder mehr eingestellt, um so die Bildung von proeutektischem Ferrit während des Warmwalzens zu unterdrücken, das ausgeschiedene Carbid in Ferrit geeignet zu verfeinern und die Korn-Mikrostruktur in dem warm-gewalzten Blech zu steuern, wodurch die Textur-Konfiguration in dem fertigen Stahlblech gesteuert wird. Wenn die langsame Abkühlgeschwindigkeit weniger als 5°C/s ist, ist nicht nur die Menge von gebildetem proeutektischem Ferrit angestiegen, die Produktion von einem groben Korn erlaubt, sondern ein grobes Korn wird auch in dem fertigen Stahlblech gebildet, um einen nicht gleichförmigen Zustand von Carbid zuzulassen und die Kaltumformbarkeit zu verschlechtern. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit 20°C/s oder mehr ist, wird Martensit erzeugt und die Kaltumformbarkeit wird dabei vermindert.
  • [Schnelle Kühlung und Aufwickelung (Coiling) nach langsamer Kühlung]
  • Nach der langsamen Kühlung wird die Aufwickelung bei mehr als 550°C und 650°C oder weniger ausgeführt. Wenn die Aufwickelungs-Temperatur 650°C übersteigt, wird viel Oberflächenoxidzunder unter Verschlechtern der Oberflächenqualität gebildet und wenn sie andererseits weniger als 550°C ist, wird viel Martensit gebildet, sodass die Kaltumformbarkeit vermindert wird.
  • Die vorliegende Erfindung wird nachstehend genauer durch Bezug-Nehmen auf Beispiele beschrieben, aber die nachstehenden Beispiele sollen die Beschaffenheit der vorliegenden Erfindung nicht begrenzen, und die vorliegende Erfindung kann durch Ausführen geeigneter Änderungen innerhalb des Umfangs entsprechend dem hierin vorstehend und hierin nachstehend beschriebenen Gedanken implementiert werden, und alle von ihnen sind in den technischen Umfang der vorliegenden Erfindung eingeschlossen.
  • BEISPIELE
  • Ein Stahl mit der in nachstehender Tabelle 1 gezeigten Komponenten-Zusammensetzung wurde durch ein Vakuum-Schmelz-Verfahren geschmolzen und zu einem Ingot mit einer Dicke von 120 mm gegossen, gefolgt von Ausführen von Warmwalzen unter den in nachstehender Tabelle 2 gezeigten Bedingungen, um ein warm-gewalztes Stahlblech herzustellen. Bei allen Tests war das Kühlen nach dem Stopp schneller Kühlung eine langsame Kühlung unter den Bedingungen einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C/s oder weniger für 5 bis 20 Sekunden.
  • Ein Test-Stahl, der die in Tabelle 1 gezeigten chemischen Komponenten enthält, wurde unter Verwendung eines Vakuum-Schmelzofens (Kapazität: 150 kg) geschmolzen und zu 150 kg eines Ingots gegossen, gefolgt von Kühlen. Wenn der Test-Stahl in dem Vakuum-Schmelzofen geschmolzen war, wurde die Komponenten-Einstellung auf die Elemente, ausgenommen für Al, REM und Ca, angewendet und die Menge an gelöstem Sauerstoff in dem geschmolzenen Stahl wurde durch Desoxidation unter Verwendung von mindestens einem Element, ausgewählt aus C, Si und Mn, eingestellt. Der geschmolzene Stahl, in welchem die Menge an gelöstem Sauerstoff eingestellt ist, wurde für ungefähr von 1 bis 10 Minuten gerührt, um Oxide in dem geschmolzenen Stahl auszutreiben und zu trennen, und die Gesamt-Sauerstoff-Menge in dem geschmolzenen Stahl wurde dabei eingestellt.
  • Im Fall des Zugebens von REM und Ca werden sie zu einem geschmolzenem Stahl gegeben, bei dem die Gesamt-Sauerstoff-Menge eingestellt wurde, wodurch ein geschmolzener Stahl erhalten wird, dessen Komponente eingestellt worden ist. Hierbei wurde REM in Form von einem Misch-Metall zugegeben, das etwa 25% von La und etwa 50% Ce enthält und Ca wurde in Form einer Ni-Ca-Legierung, einer Ca-Si-Legierung, oder eines Fe-Ca-Grünkörpers zugegeben.
  • Der erhaltene Ingot wurde unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen warm-gewalzt, um ein Warmwalz-Blech mit einer vorbestimmten Dicke herzustellen. In Tabelle 2 werden die schnelle Abkühlgeschwindigkeit nach Warmwalzen und die Abkühlgeschwindigkeit nach Stopp der schnellen Kühlung nicht gezeigt, aber in jedem Herstellungs-Beispiel werden die Bedingungen 40°C/s für die schnelle Kühlung nach Warmwalzen und 10°C/s für das Kühlen nach dem Stopp der schnellen Kühlung angewendet.
  • Im Hinblick auf jedes der somit erhaltenen warmwalzrauen Bleche wurden das Flächenverhältnis von jeder Phase in dem Stahlblech, das Aspektverhältnis von dem Korn, die Anzahl davon usw. durch die in dem vorstehenden Punkt von ”AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG” beschriebenen Messverfahren geprüft.
  • Zusätzlich wurde jedes der vorstehend genannten warmwalzrauen Bleche auf die Zugfestigkeit und das Loch-Ausdehnungs-Verhältnis zum Bewerten der Kaltumformbarkeit gemessen, und jene, bei denen die Zugfestigkeit im Bereich von 350 bis 700 MPa war und das Loch-Ausdehnungs-Verhältnis 20% oder mehr war, wurden als bestanden eingestuft.
  • Weiterhin wurde jedes der vorstehend genannten warmwalzrauen Bleche einem Aufkohlungs-Abschreck-Test unter den nachstehenden Bedingungen zum Bewerten der Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung unterzogen.
  • [Aufkohlungs-Abschreck-Bedingungen]
  • Eine Aufkohlungs-Behandlung wurde durch Halten bei 900°C für 2,5 Stunden und weiterhin bei 850°C für 0,5 Stunden in einer Gasatmosphäre mit einem Kohlenstoff-Potenzial (CP-Wert) = 0,8% angewendet und anschließend wurden Öl-Abschrecken bei 100°C, Halten bei 160°C für 2 Stunden zum Unterziehen einer Temper-Behandlung und Luft-Kühlen ausgeführt.
  • <Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung>
  • Die Vickers-Härte (Hv) wurde unter Verwendung eines Vickers-Härte-Testers gemessen unter den Bedingungen einer Last: 1000 g, Mess-Position: eine Position von 0,8 mm in der Tiefe der Stahlblech-Oberfläche und Anzahl von Messungen: 5 Mal, und jene, wenn die Härte 350 Hv oder mehr war, wurden als bestanden eingestuft. Hierbei wurde die Mess-Position auf eine Position von 0,8 mm in der Tiefe der Oberfläche eingestellt, weil es als eine notwendige Bedingung ausgewiesen wurde, um gewünschte Härte (Festigkeit) auch bei einer Tiefen-Position der Oberfläche nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung zu zeigen.
  • Diese Mess-Ergebnisse werden in nachstehender Tabelle 3 gezeigt. [Tabelle 11]
    Figure DE112014004844T5_0001
    [Tabelle 21]
    Figure DE112014004844T5_0002
    (Tabelle 2 Fortsetzung)
    Figure DE112014004844T5_0003
    [Tabelle 31]
    Figure DE112014004844T5_0004
    (Tabelle 3 Fortsetzung)
    Figure DE112014004844T5_0005
  • Wie in Tabelle 3 gezeigt, sind alle von Stahl Nrn. 1, 2 und 6 bis 20 Stähle der Erfindung, die unter Verwendung einer Stahl-Sorte hergestellt wurden, die den für die Komponenten-Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung unter den empfohlenen Warmwalz-Bedingungen ausgewiesenen Erfordernissen genügen. Im Ergebnis konnten sie den für die Mikrostruktur der vorliegenden Erfindung ausgewiesenen Erfordernissen genügen und bei den Stählen erfüllten sowohl alle von Zugfestigkeit, Loch-Expansions-Verhältnis als auch der Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung die Akzeptanz-Kriterien. Es konnte bestätigt werden, dass ein warm-gewalztes Stahlblech, das eine vorbestimmte Härte (Festigkeit) nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung zeigt, unter Absichern guter Kaltumformbarkeit erhalten werden kann.
  • Andererseits sind Stahl Nrn. 3 bis 5 und 21 bis 27 Vergleichs-Stähle, die nicht mindestens einem der für die Komponenten-Zusammensetzung und die Mikrostruktur in der vorliegenden Erfindung ausgewiesenen Erfordernisse genügen, und bei den Stählen erfüllt mindestens einer der Zugfestigkeit, des Loch-Expansions-Verhältnisses und der Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung nicht die Akzeptanz-Kriterien.
  • Zum Beispiel genügt Stahl Nr. 3 den Erfordernissen für die Komponenten-Zusammensetzung, aber da die Erwärm-Temperatur vor Warmwalzen außerhalb des empfohlenen Bereichs und zu gering ist, wird zu viel Perlit gebildet und das Korn ist abgeplattet, was zu hohe Zugfestigkeit und schlechte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Stahl Nr. 4 genügt den Erfordernissen für die Komponenten-Zusammensetzung, aber da die Blechdicke nach Warmwalzen außerhalb des ausgewiesenen Bereichs liegt und zu groß ist, wird Ferrit zu stark gebildet und das Korn wächst, was mangelhafte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Stahl Nr. 5 genügt den Erfordernissen für die Komponenten-Zusammensetzung, da aber die Differenz zwischen der Eintritts-Seiten-Temperatur und der Austritts-Seiten-Temperatur beim Glatt-Walzen außerhalb des empfohlenen Bereich ist und zu groß ist, wird das Korn abgeflacht, was mangelhafte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Bei Stahl Nr. 21 (Stahl-Sorte q) sind die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der C-Gehalt ist zu gering, und deshalb wird Ferrit zu stark gebildet und die Zugfestigkeit wird zu stark gesenkt, was mangelhafte Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung ergibt.
  • Bei Stahl Nr. 22 (Stahl-Sorte r) sind die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der C-Gehalt ist zu hoch und deshalb wird Perlit übermäßig gebildet und das Korn ist abgeflacht, was zu hohe Zugfestigkeit und Erzeugung von Rissen während eines Lochausdehnungstest (schlechte Lochausdehnbarkeit) ergibt.
  • Bei Stahl Nr. 23 (Stahl-Sorte s) sind die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der Mn-Gehalt ist zu gering, und deshalb wird Ferrit übermäßig gebildet und das Korn wird abgeflacht, was mangelhafte Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung ergibt.
  • Bei Stahl Nr. 24 (Stahl-Sorte t) sind die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der Mn-Gehalt ist zu hoch, und deshalb wird Ferrit nicht ausreichend gebildet, während Perlit übermäßig gebildet wird und zusätzlich ist das Verhältnis der Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis von 3 oder weniger gering, was mangelhafte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Bei Stahl Nr. 25 (Stahl-Sorte u) sind die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der Al-Gehalt ist zu gering und das Verhältnis der Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis von 3 oder weniger ist gering, was mangelhafte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Andererseits sind bei Stahl Nr. 26 (Stahl-Sorte v) die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der Al-Gehalt ist zu hoch und das Verhältnis der Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis von 3 oder weniger ist gering, was ebenfalls schlechte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Bei Stahl Nr. 27 (Stahl-Sorte w) sind die Warmwalz-Bedingungen in dem empfohlenen Bereich, aber der N-Gehalt ist zu hoch und das Verhältnis der Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis von 3 oder weniger gering, was mangelhafte Lochausdehnbarkeit ergibt.
  • Aus dem Vorstehenden konnte die Anwendbarkeit der vorliegenden Erfindung bestätigt werden.
  • Während die vorliegende Erfindung im Einzelnen und mit Bezug auf spezielle Ausführungsformen davon beschrieben wurde, wird es dem Fachmann deutlich, dass verschiedene Änderungen und Modifizierungen hierin vorgenommen werden können, ohne vom Gedanken und Umfang der vorliegenden Erfindung abzuweichen.
  • Diese Anmeldung basiert auf der Japanischen Patentanmeldung (Patentanmeldung Nr. 2013-219467) , eingereicht am 22. Oktober 2013, wobei deren Inhalt hierin durch diesen Bezug in die vorliegende Beschreibung aufgenommen wird.
  • INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
  • Das warm-gewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung zeigt gute Kaltumformbarkeit während des Verarbeitens und ist nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung in der Härte auf der Oberfläche ebenso wie bei einer vorbestimmten Tiefe ausgezeichnet und in der Verschleiß-Festigkeit, den Anti-Ermüdungs-Eigenschaften usw. ausgezeichnet und ist deshalb als Material für die Herstellung von Kupplungen, Dämpfern, Zahnrädern usw. von Automobilen nützlich.

Claims (3)

  1. Warm-gewalztes Stahlblech, das in Kaltumformbarkeit und Oberflächenhärte nach einer Aufkohlungs-Wärme-Behandlung ausgezeichnet ist, mit: einer Blechdicke von 2 bis 10 mm; einer Komponenten-Zusammensetzung, umfassend in Masse-% (hierin gilt anschließend das Gleiche für chemische Komponenten), C: von 0,05 bis 0,30%, Mn: von 0,3 bis 3,0%, Al: von 0,015 bis 0,1%, und N: von 0,003 bis 0,30%, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist; und einer Mikrostruktur, umfassend in Flächenverhältnis Ferrit: von 10 bis 50%, Perlit: von 15 bis 50% und Rest: Bainit, wobei im Hinblick auf Körner von allen Phasen, einschließlich des Ferrits und des Perlits (hierin anschließend als ”alle Körner” bezeichnet), eine Anzahl der Körner mit einem Aspektverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) von 3 oder weniger 60% oder mehr von einer Anzahl von allen Körnern ist und eine mittlere Korngröße von allen Körnern von 3 bis 50 μm ist.
  2. Warm-gewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, wobei in den unvermeidbaren Verunreinigungen Si 0,5% oder weniger ist, P 0,030% oder weniger ist und S 0,035% oder weniger ist.
  3. Warm-gewalztes Stahlblech nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Komponenten-Zusammensetzung weiterhin mindestens eines der nachstehenden (a) bis (f) umfasst: (a) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr: 3,0% oder weniger (0% ausgenommen), Mo: 1,0% oder weniger (0% ausgenommen) und Ni: 3,0% oder weniger (0% ausgenommen); (b) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cu: 2,0% oder weniger (0% ausgenommen) und Co: 5% oder weniger (0% ausgenommen); (c) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus V: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen), Ti: 0,1% oder weniger (0% ausgenommen) und Nb: 0,1% oder weniger (0% ausgenommen); (d) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ca: 0,08% oder weniger (0% ausgenommen) und Zr: 0,08 oder weniger (0% ausgenommen); (e) Sb: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen); und (f) mindestens ein Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus REM: 0,05% oder weniger (0% ausgenommen), Mg: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen), Li: 0,02% oder weniger (0% ausgenommen), Pb: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen), und Bi: 0,5% oder weniger (0% ausgenommen).
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