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TECHNISCHES
GEBIET
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Die vorliegende Erfindung betrifft
ein für
doppeltgewickelte Rohre geeignetes Stahlblech und ein Verfahren
zur Herstellung desselben, bei dem die Oberfläche des Stahlblechs mit Kupfer
oder einem selbstlötenden
Metall überzogen
wird, zu einem Rohr geformt wird und für eine kurze Zeit auf eine
Temperatur, die höher als
der Schmelzpunkt des Überzugsmetalls
ist, erhitzt wird, um das doppeltgewickelte Rohr zu bilden.
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TECHNISCHER HINTERGRUND
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Doppeltgewickelte Rohre, die ähnlich wie
Kupferrohre hervorragendes Aussehen und hervorragende thermische
Eigenschaften sowie aufgrund des Stahls hohe Zähigkeit und Festigkeit aufweisen,
werden auf den Gebieten von Verbindungsrohren für verschiedene Kompressoren
und Bremsschläuche
für Fahrzeuge
verwendet.
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Doppeltgewickelte Rohre werden detailliert
beschrieben in z. B. "TETSU-TO-HAGANE", No. 1, S. 130 (1980).
Ein gebräuchliches
Verfahren zur Herstellung eines doppeltgewickelten Rohres wird nun
in Kürze
beschrieben. Beide Seiten eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einer
Dicke von ungefähr
0,30 mm werden galvanisch mit Kupfer überzogen. Danach wird das Stahlblech
so aufgerollt, dass die Walzrichtung des Stahlblechs parallel zu
der zentralen Achse des Rohrs ist. Das Stahlblech wird doppelt aufgerollt,
so dass die Dicke des Rohres doppelt so hoch ist wie diejenige des
Stahlblechs. Zum "Selbstlöten", das bedeutet, dass
die Stahlblechwände
miteinander verbunden werden, indem der Spalt zwischen den Wänden mit
geschmolzenem Kupfer gefüllt
wird, wird das Rohr auf eine Temperatur, die höher als der Schmelzpunkt des
Kupfers ist, erhitzt. Ein doppeltgewickeltes Rohr wird in dieser
Weise hergestellt. Danach werden Kaltumformung und Kalibrierung durchgeführt, um
das Endprodukt zu erhalten.
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Wie oben beschrieben wird von doppeltgewickelten
Rohren im allgemeinen Zuverlässigkeit,
beispielsweise Luftdichtigkeit, im Hinblick auf ihre Verwendung
erwartet.
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Da für doppeltgewickelte Stahlrohre
ultradünne
kaltgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von 0,35 mm oder weniger
verwendet werden und eine hervorragende Formbarkeit erforderlich
ist, werden im allgemeinen haubengeglühte Stahlbleche mit geringem
Kohlenstoffgehalt verwendet.
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Da die haubengeglühten Bleche relativ weiche
Materialien sind und exzellente Formbarkeit aufweisen, können diese
in zufriedenstellender Weise als Rohmaterialien für doppeltgewickelte
Rohre verwendet werden. Das Blech erfordert jedoch mehrere Tage
zur Herstellung, und somit verläuft
die Herstellung mit niedriger Effizienz. Ein anderer Nachteil ist
die Ungleichmäßigkeit
der mechanischen Eigenschaften in der Längs- und Querrichtung der Rolle.
Zusätzlich
werden weichere Materialien mit hervorragender Formbarkeit, die
ihre Festigkeit beibehalten, um die Abnutzung der Matrize für das Formen
des Rohres zu verringern und um die Formstetigkeit im Rohrherstellungsprozess
(Aufrollverfahren) zu verbessern, gefordert.
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Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt
mit einem deutlich verringerten Kohlenstoffgehalt (0,020% oder weniger)
wurden auf dem Gebiet von allgemeinen kaltgewalzten Stahlblechen
angegeben. Die Ultraniedrigkohlenstoffstahlbleche sind für ein Durchlaufglühverfahren,
das eine hohe Herstellungseffizienz aufweist und hervorragende Gleichför migkeit
der mechanischen Eigenschaften ergibt, geeignet. Weiter sind die
Stahlbleche weich und verfügen über hervorragende
Formbarkeit. Die Verwendung von kontinuierlich geglühten weichen
Ultraniedrigkohlenstoffstahlblechen zeigt Aussicht auf die Lösung der
oben dargestellten Probleme.
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Nach der Formung zum Rohr wird im
Herstellverfahren für
das doppeltgewickelte Rohr jedoch eine Kaltumformung mit einer Dehnung
von ungefähr
7 bis 8% an dem Stahlblech durch Ziehen durchgeführt. Weiter wird das Rohr einer
Wärmebehandlung
für den
Selbstlötprozess
bei einer höheren
Temperatur als der Schmelzpunkt (1083°C) von Kupfer ausgesetzt, wenn
auch für
eine kurze Zeit. So wird einer Vergröberung der Mikrostruktur im
Stahl während
des Formens und Glühens
zuvorgekommen. Wenn ein doppeltgewickeltes Rohr aus einem Stahlblech
mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt gebildet wird, wird das Vorhandensein
von Grobkorn, das die Festigkeit und Zähigkeit des doppeltgewickelten
Rohres stark beeinflusst, oft beobachtet.
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Die EP-A-0 295 697 offenbart ein
kaltgewalztes Stahlblech mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt
zur Verwendung in Fahrzeugen und dgl., das eine verbesserte Punktschweißbarkeit
aufweist, und dieses Stahlblech wird erhalten durch kombinierte
Zugabe von Ti, Nb und B in vorherbestimmten Mengen zu dem Stahl
mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt, um die Menge von im Stahl
dispergierten feinen Titanausscheidungen auf den spezifizierten
günstigen
Bereich zu steuern.
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Es ist eine Aufgabe der vorliegenden
Erfindung, die oben erwähnten
Problems zu lösen,
die innerhalb gewöhnlicher
Verfahren auftreten, und somit ein kaltgewalztes Stahlblech, das
zur Herstellung doppeltgewickelter Rohre geeignet ist, mit selbstlötenden Eigenschaften
sowie deutlich verbesserten mechanischen Eigenschaften im Vergleich
mit gewöhnlichen
Materialien und hoher Herstellungseffizienz und Gleichförmigkeit mechanischer
Eigenschaft sowie ein Verfahren zur Herstellung desselben bereitzustellen.
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Es ist eine spezielle Aufgabe der
vorliegenden Erfindung, ein kaltgewalztes Stahlblech, das geeignet ist
zur Herstellung doppeltgewickelter Rohre, mit den folgenden Eigenschaften
und ein Verfahren zur Herstellung desselben bereitzustellen:
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- 1) Eine Verschlechterung seiner Eigenschaften, insbesondere
Festigkeit und Zähigkeit
infolge von Grobkorn, tritt während
der Wärmebehandlung
zum Selbstlöten
nicht auf.
- 2) Das Stahlblech hat eine geringe Verformungsbeständigkeit
im Rohrherstellungsverfahren, wobei die Abnutzung der Matrize verringert
und somit ihre Leben verlängert
wird.
- 3) Das Stahlblech ist während
des Herstellungsverfahrens des Rohres weich und hat hervorragende
Formstetigkeit.
- 4) Das fertige Rohr hat ausreichende hohe Festigkeit, Geschmeidigkeit
und Zähigkeit
und
- 5) das Stahlblech ist ein ultradünnes Blech mit einer Dicke
von 0,35 mm, weist eine hervorragende Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften
in Längs-
und Querrichtung des Stahlbleches (Stahlbandes) auf und es gibt
keine Streuung hinsichtlich der Form.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung
haben als Ergebnis intensiver Experimentalarbeit und Analyse, um
die oben erwähnten
Probleme zu lösen,
gefunden, dass die Gegenwart einer bestimmten Menge oder mehr von
nicht-ausgeschiedenem Nb oder Ti bewirkt, dass das Wachstum von
Körnern
verhindert wird, im Gegensatz zum herkömmlichen Wissen, dass eine
Steuerung der Ausscheidungen eine Wirkung hat.
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Ferner ermittelten die Erfinder der
vorliegenden Erfindung, dass durch die Steuerung der Glühbedingung
innerhalb eines angemessenen Bereichs sowie die Beschränkung der
Stahlkomponenten und Heizwalzbedingungen, wie die Endtemperatur
des Fertigwalzens und die Aufrolltemperatur, die bestimmte Menge
oder mehr von nicht-ausgeschiedenem Nb oder Ti in einem nicht-ausgeschiedenen
Zustand, d. h. in einem Mischkristallzustand, vorliegt, dass die
Kristallkorngröße innerhalb
eines optimalen Bereichs steuerbar ist und dass mechanische Eigenschaften
nach Wärmebehandlung
im Rohrherstellungsverfahren beständig sind, und gelangten so
zur vorliegenden Erfindung.
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OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
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- 1) Die vorliegende Erfindung betrifft ein Stahlblech für doppeltgewickelte
Rohre mit hervorragender Formbarkeit und hervorragender Festigkeit
und Zähigkeit
nach Formung und Wärmebehandlung
des Rohres, das umfasst:
C: 0,0005–0,020 Gew.-%,
Si: 0,02
Gew.-% oder weniger,
Mn: 0,1–1,5 Gew.-%,
P: 0,02 Gew.-%
oder weniger,
S: 0,02 Gew.-% oder weniger,
Al: 0,100 Gew.-%
oder weniger, und
N: 0,0050 Gew.-% oder weniger; und ferner
ein oder zwei der Bestandteile
Nb: 0,003–0,040 Gew.-%, und
Ti:
0,005–0,060
Gew.-%, und
optional einen oder mehrere Bestandteile, die ausgewählt sind
aus der Gruppe von
B: 0,0005–0,0020 Gew.-%,
Cu: 0,5
Gew.-% oder weniger,
Ni: 0,5 Gew.-% oder weniger,
Cr:
0,5 Gew.-% oder weniger, und
Mo: 0,5 Gew.-% oder weniger, und
zum
Rest Fe und beiläufige
Verunreinigungen; wobei jeder der überschüssigen Nb- und Ti-Gehalte,
berechnet aufgrund der Annahme, dass TiN, TiS, TiC und NbC so weit
wie möglich
in dieser Reihenfolge gebildet weniger als 0,005 Gew.-% betragen,
wenigstens eines der Elemente Nb und Ti in einem Mischkristallzustand
in einer Menge von 0,005 Gew.-% oder mehr vorhanden ist und wobei
die Kristallkorngröße in der
Ferritstruktur im Bereich von 5 bis 10 μm ist.
- 2) Ferner betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur
Herstellung eines Stahlblechs für
doppeltgewickelte Rohre von herausragender Formbarkeit und herausragender
Festigkeit und Zähigkeit
nach Bildung und Wärmebehandlung
des Rohres, das umfasst:
Warmfertigwalzen eines Stahlmaterials,
das umfasst:
C: 0,0005–0,020
Gew.-%,
Si: 0,02 Gew.-% oder weniger,
Mn: 0,1–1,5 Gew.-%,
P:
0,02 Gew.-% oder weniger,
S: 0,02 Gew.-% oder weniger,
Al:
0,100 Gew.-% oder weniger, und
N: 0,0050 Gew.-% oder weniger;
und ferner ein oder zwei der Bestandteile
Nb: 0,003–0,040 Gew.-%,
und
Ti: 0,005–0,060
Gew.-%, und
optional einen oder mehrere Bestandteile, die ausgewählt sind
aus der Gruppe von
B: 0,0005–0,0020 Gew.-%,
Cu: 0,5
Gew.-% oder weniger,
Ni: 0,5 Gew.-% oder weniger,
Cr:
0,5 Gew.-% oder weniger, und
Mo: 0,5 Gew.-% oder weniger, und
zum
Rest Eisen und beiläufige
Verunreinigungen wobei in dem Stahlmaterial jeder der überschüssigen Nb- und
Ti-Gehalte, berechnet aufgrund der Annahme, dass TiN, TiS, TiC und
NbC so weit wie möglich
in dieser Reihenfolge gebildet wurden, weniger als 0,005 Gew.-%
betragen, bei einer Endtemperatur von 1000–850°C;
Aufrollen bei 750°C oder weniger,
Kaltwalzen;
kontinuierliches Glühen bei 650°C–800°C während 20 Sekunden oder weniger;
und
zweites Kaltwalzen bei einer Walzreduktionsrate von 20 oder weniger.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
ein Diagramm, das die Korrelation zwischen dem Nb- oder Ti-Gehalt
in einem Mischkristallzustand und der Ferritkorngröße beschreibt.
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BESTE WEISE, UM DIE ERFINDUNG
DURCHZUFÜHREN
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Die bevorzugte Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben.
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(1) Komponenten im Stahl
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C: 0,0005–0,020 Gew.-%
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Ein äußerst reduzierter Kohlenstoffgehalt
trägt zu
verbesserter Formbarkeit (verringerte Verformungslast und verbesserte
Formstetigkeit) beim Rohrherstellungsverfahren. Bei einem Kohlenstoffgehalt
von weniger als 0,0005 Gew.-% tritt jedoch deutlich eine Vergröberung des
Korns auf, und so werden eine gewünschte Festigkeit und Zähigkeit
nicht erreicht. Weiter vergrößert sich
die Möglichkeit
der Bildung rauer Oberflächen, wie
das sog. "Orangenhautphänomen". Andererseits verursacht
ein Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,02 Gew.-% eine deutliche Verschlechterung
der Geschmeidigkeit und Formstetigkeit des Stahlblechs, und daher ist
die Verschlechterung der Bearbeitbarkeit, die von einem Dünnwerden
des Stahlblechs begleitet ist, weiter stark vertreten. Ebenso führt ein übermäßiger Kohlenstoffgehalt
zu einer Verschlechterung der Kaltwalzeigenschaften. Deshalb wird
der Kohlenstoffgehalt auf einen Bereich von 0,0005 bis 0,020 Gew.-%
eingestellt. Ein Bereich von 0,0010 bis 0,015 Gew.-% ist bevorzugt,
wenn eine größere Stabilität der mechanischen
Eigenschaften und eine hervorragende Geschmeidigkeit erforderlich
sind.
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Si: 0,02 Gew.-% oder weniger
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Die Zugabe einer großen Menge
Silicium verursacht verringerte Oberflächenbehandlungseigenschaften
und Korrosionsbeständigkeit,
sie vergrößert deutlich
die Festigkeit des Stahls als Mischkristallfestigung und vergrößert somit
die Verformungsbeständigkeit
während
des Formprozesses. Daher wird die obere Grenze auf 0,02 Gew.-% oder
weniger eingestellt, wenn eine besonders hervorragende Korrosionsbeständigkeit
erforderlich ist.
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Mn: 0,1–1,5 Gew.-%
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Mangan ist ein Element, das durch
Schwefel verursachte Heißrisse
effektiv verhindert. Im besonderen ist es günstig, wenn Mangan Nichttitanstählen als
Reaktion auf den Schwefelgehalt zugesetzt wird. Da Mangan dazu beiträgt, das
Korn feiner zu machen und besonders die Vergröberung des Korns zu unterdrücken, wenn
Stahl bei einer höheren
Temperatur gehalten wird, ist die Zugabe von Mangan bevorzugt. Mindestens 0,1
Gew.-% Mangan muss zugesetzt werden, um diese Vorteile zu erhalten.
Da eine übermäßige Zugabe
jedoch zu einer Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit
und Kaltwalzeigenschaften führt,
da das Stahlblech gehärtet
wird, wird die obere Grenze auf 1,5 Gew.-% eingestellt. Vorzugsweise
wird Mangan innerhalb eines Bereiches von 0,60 Gew.-% oder weniger
zugesetzt, wenn eine stärker
hervorragende Korrosionsbeständigkeit
und Formbarkeit erforderlich sind.
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P: 0,02 Gew.-% oder weniger
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Phosphor härtet den Stahl und verursacht
eine Verschlechterung der Flanschbearbeitbarkeit und Formstetigkeit.
Ferner ist es ein schädliches
Element, das eine Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit verursacht,
und somit wird die obere Grenze auf 0,02 Gew.-% eingestellt. Es
ist bevorzugt, dass er in Mengen von 0,01 Gew.-% oder weniger zugesetzt
wird, wenn diese Eigenschaften besonders wichtig sind.
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S: 0,02 Gew.-% oder weniger
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Da Schwefel als Einschlüsse im Stahl
vorhanden ist und da es ein Element ist, das die Geschmeidigkeit
des Stahls verringert und eine Verringerung der Korrosionsbeständigkeit
verursacht, wird die obere Grenze des Schwefelgehalts auf 0,02 Gew.-%
eingestellt. Es ist vorzuziehen, dass er in Mengen von 0,01 Gew.-% oder
weniger zugesetzt wird, wenn eine besonders hervorragende Verarbeitbarkeit
erforderlich ist.
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Al: 0,100 Gew.-% oder
weniger
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Aluminium ist ein Element, das eine
Desoxidation im Stahl bewirkt. Da jedoch ein überschüssiger Gehalt eine Verschlechterung
der Oberflächeneigenschaften
bewirkt, wird die obere Grenze des Aluminiumgehalts auf 0,100 Gew.-%
eingestellt. Es ist günstig,
Aluminium in einer Menge im Bereich von 0,008 bis 0,060 Gew.-% im
Hinblick auf Stabilität
der mechanischen Eigenschaften zuzusetzen.
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N: 0,0050 Gew.-% oder
weniger
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Stickstoff fördert das Auftreten interner
Defekte im Stahlblech sowie ein Reißen der Bramme in einem Stranggießverfahren,
wenn der Gehalt ansteigt. Da Stickstoff eine außerordentliche Härtung des
Stahls verursacht, wird die obere Grenze auf 0,0050 Gew.-% eingestellt.
Es ist vorzuziehen, dass der Stickstoffgehalt 0,0030 Gew.-% oder
weniger im Hinblick auf die Stabilität mechanischer Eigenschaften
und einer Verbesserung des Ertragsergebnisses des gesamten Herstellungsverfahrens
beträgt.
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Nb: 0,003–0,040 Gew.-%
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Niob ist ein Element, mit dem wirksam
die Mikrostruktur von Stahl feiner gemacht werden kann, und eine
solche Wirkung hält
nach der Wärmebehandlung
nach der Rohrherstellung an. Eine derartige feinere Mikrostruktur
im Stahlblech verursacht eine deutliche Verbesserung der sekundären Formbarkeit
bei der Verwendung als Rohr, wie Biegen und Recken des Rohrs, und
eine Verbesserung der Schlagbeständigkeit.
Derartige Vorteile aufgrund von Niob sind bei einem Gehalt von 0,003
Gew.-% oder mehr feststellbar; bei einer Zugabe von mehr als 0,040
Gew.-% werden jedoch eine Härtung
des Stahls und Reißen
der Bramme sowie eine verschlechterte Geschmeidigkeit während des
Warm- und Kaltwalzens verursacht. Daher wird der Niobgehalt auf einen
Bereich von 0,003 bis 0,040 Gew.-% eingestellt. Es ist vorzuziehen,
wenn der Gehalt 0,020 Gew.-% oder weniger im Hinblick auf die mechanischen
Eigenschaften beträgt.
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Ti: 0,005–0,060 Gew.-%
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Titan bewirkt ebenso wie Niob eine
Verfeinerung der Mikrostruktur. Obwohl es in einer Menge von 0,005
Gew.-% oder mehr zugesetzt wird, um eine derartige Wirkung zu erreichen,
verursacht eine Zugabe von mehr als 0,060 Gew.-% einen Anstieg im
Auftreten von Oberflächendefekten.
Der Titangehalt wird daher auf einen Bereich von 0,005 bis 0,060
Gew.-% eingestellt. Ein Gehalt von 0,015 Gew.-% oder weniger ist
im Hinblick auf mechanische Eigenschaften zweckmäßig. Niob und Titan können allein
oder in Kombination zugegeben werden, da Wirkungen der einzelnen
Elemente nicht durch das jeweils andere Element aufgehoben werden.
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Nb und Ti im Mischkristallzustand
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Niob und Titan im Mischkristallzustand
sind ein besonders wichtiges Merkmal der vorliegenden Erfindung.
Obwohl der genaue Mechanismus nicht aufgeklärt ist, kann eine Vergröberung der
Mikrostruktur nach einer Form/Wärmbehandlung
des doppeltgewickelten Rohres bemerkenswert unterdrückt werden,
wie in 1 gezeigt, wenn
wenigstens eines der beiden Elemente Niob oder Titan im Mischkristallzustand
in einer Menge von 0,005 Gew.-% oder mehr vorhanden ist. Die Stähle, die
im Experiment in 1 verwendet
wurden, haben die folgenden Zusammensetzungen: 0,0025 C – 0,02 Si – 0,5 Mn -0,01 P – 0,010
S – 0,040
Al – 0,0020 N
- variiertes Nb oder Ti, wobei die zwei Höhen der Niobgehalte, d. h.
0,018% und 0,015%, und die zwei Höhen der Titangehalte, d. h.
0,040 und 0,060%, verwendet werden. Bedingungen für das Warmwalzen
und die Wärmebehandlung
sind wie folgt: die Endtemperatur des Warmwalzens liegt im Bereich
von 950–870°C, die Aufrolltemperatur
liegt im Bereich von 720–540°C, die Wärmebehandlung
wird bei 750°C
während
20 s durchgeführt,
und ein zweites Kaltwalzen von 2% wird nach der Wärmebehandlung
durchgeführt.
Als Ergebnis kann der gelöste
Niobgehalt im Bereich von 0 bis 0,015% variiert werden.
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Von den beiden Elementen Niob und
Titan muss mindestens ein Element vorhanden sein, da der oben erwähnte Vorteil
nicht erreicht wird, selbst wenn diese zwei Elemente in einer Gesamtmenge
von 0,005 Gew.-% oder mehr vorhanden sind. Wenn jedes dieser Elemente
in einer Menge von 0,005 Gew.-% oder mehr vorhanden ist, werden
individuelle Wirkungen dieser Elemente nicht durch das andere Element
ausgelöscht. Entsprechend
ist es wichtig, dass wenigstens eines der beiden Elemente Niob oder
Titan in einer Menge von 0,005 Gew.-% oder mehr im Mischkristallzustand
vorhanden ist.
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Der Niob- oder Titangehalt im Mischkristallzustand
ist de finiert als der nach Abzug des Gehalts an ausgeschiedenem
Nb oder Ti, der durch elektrolytische Analyse bestimmt wird, vom
Gesamt-Nb- oder -Ti-Gehalt im Stahl erhaltene Gehalt. Die elektrolytische
Analyse ist definiert als ein analytisches Verfahren einer Elektrolyse
bei konstantem Potential in einem nichtwässrigen Elektrolyt, wobei eine
Probe in einem Elektrolyten aus 10% Acetylaceton und 1 Tetramethylammoniumchlorid
elektrolysiert, der Rückstand
auf einem 0,2-μm-Kernporenfilter
gesammelt und die relevanten Elemente durch ein Absorptionsmessverfahren
bestimmt werden.
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Überschüssiges Ti und Nb
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Obwohl, wie oben beschrieben, Titan
und Niob essentielle Elemente der vorliegenden Erfindung sind, verursacht
die Zugabe einer überschüssigen Menge
von jedem dieser Elemente folgende Nachteile.
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Bei herkömmlichen kaltgewalzten Stahlblechen
werden Titan und Niob als Elemente betrachtet, die zur Verbesserung
der Formbarkeit, wie Erweichen, und zur Verbesserung des r-Werts und der Geschmeidigkeit
günstig
sind. In den ultradünnen
Stahlblechen der vorliegenden Erfindung ist jedoch auf der Produktionsstufe
eine extrem hohe Kaltwalzreduktionsrate erforderlich (wenigstens
70% und im allgemeinen 80% oder mehr im derzeitigen besten Verfahren
für dünnes Warmwalzen),
und somit tritt eine hohe Last während
des Kaltwalzens auf. Daher verursacht die Zugabe von überschüssigen Mengen
Niob oder Titan eine deutliche Zunahme der Verformungsbeständigkeit
während
des Walzens und eine Verschlechterung der Oberflächeneigenschaften. Veränderungen
der mechanischen Eigenschaften, wie Festigkeit, r-Wert und Geschmeidigkeit, zwischen
den Bearbeitungsrichtungen, d. h. die Anisotropie, werden ebenfalls
vergrößert. Die
Zugabe einer überschüssigen Menge
von Ti oder Nb muss vermieden werden, um das Auftreten der oben
erwähnten
Nachteile zu verhindern. Ferner ist es vorzuziehen, den Ti- und
NB-Gehalt im Hinblick auf die Materialkosten zu minimieren.
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Entsprechend den obigen Gründen haben
die Erfinder die oberen Grenzen für den Ti- und Nb-Gehalt durch
das Ausscheidungsverfahren untersucht und die folgenden oberen Grenzen
für die
Gehalte gefunden. Jeder der Gehalte an überschüssigem Nb und Ti, die unter
Verwendung der Gehalte im Stahl, aufgrund der Annahme, dass TiN,
TiS, TiC und NbC möglichst
in dieser Reihenfolge gebildet werden, berechnet werden, muss weniger
als 0,005 Gew.-% betragen.
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Insbesondere bedeutet der Gehalt
an überschüssigem Ti
(nachfolgend als Tiex bezeichnet) den Gehalt an
verbliebenem Ti nach der Bildung von TiN, TiS und TiC, und er wird
stöchiometrisch
durch folgende Gleichung berechnet: Tiex = Ti – (48/14) × N – (48/32) × S – 48/12) × C
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Der Gehalt an überschüssigem Nb (nachfolgend als
Nbex bezeichnet) wird wie folgt berechnet:
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- 1) Wenn Titan nicht zugegeben wird, wird Nbex durch
folgende Gleichung unter Betrachtung von nur NbC, weil TiN, TiS
oder TiC nicht gebildet werden, berechnet: Nbex = Nb – (93/12) × C
- 2) Wenn Titan zugegeben wird und wenn Tiex > 0, wird Nbex nach folgender Gleichung berechnet, da
verbliebener Kohlenstoff, der NbC bildet, nicht vorhanden ist: Nbex = Nb
- 3) Wenn Titan zugegeben wird und wenn Tiex < 0 ist, wird zuerst
der Titangehalt als das gebildete TiN und TiS (nachfolgend als TiNS
bezeichnet) durch folgende Gleichung berechnet: TiNS = Ti – (48/14) × N – (48/32) × S,
und dann wird Nbex nach einer der folgenden
Gleichungen entsprechend dem TiNS-Gehalt
berechnet:
- 3a) wenn TiNS < 0, Nbex =
Nb – (93/12) × C (die
gleiche Berechnung wie die oben erwähnte Gleichung 1)), da der
gesamte Kohlenstoff zur Bildung von NbC verwendet wird, oder
- 3b) wenn TiNS > 0, Nbex = Nb – (93/12) × (C – (12/48) × TiNS), da nach der Bildung von TiC entsprechend
TiNS der Kohlenstoff im Rückstand
zur Bildung von NbC verwendet wird.
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Da derartige obere Grenzen für den Gehalt
an Ti und Nb gesetzt sind, ist es schwierig, den Gehalt an Mischkristallen
aufrechtzuerhalten. Die vorliegende Erfindung ist jedoch dadurch
gekennzeichnet, dass gewünschte
Mengen an gelöstem
Ti und Nb erreicht werden, die Probleme der Stahlblechherstellung
gelöst
werden, und Kompatibilität
zwischen den mechanischen Eigenschaften und einer gegebenen Festigkeit
und einer gegebenen Zähigkeit
nach Bildung eines doppeltgewickelten Rohres erreicht wird.
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Das Stahlblech kann mindestens eine
Komponente enthalten, die ausgewählt
ist aus einer Gruppe oder Gruppen von B: 0,0005–0,0020 Gew.-% (Gruppe A),
Cu: 0,5 Gew.-% oder weniger, Ni: 0,5 Gew.-% oder weniger, Cr: 0,5
Gew.-% oder weniger, und Mo: 0,5 Gew.-% oder weniger (Gruppe B,
nachfolgende dieselbe).
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B: 0,0005–0,0020
Gew.-%
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Bor ist ein Element, das bewirkt,
dass Festigkeit aufrechterhalten wird, da eine feinere Struktur
nach der Herstellung des Rohrs vorhanden ist. Ein derartiger Vorteil
wird durch die Zugabe von 0,0005 Gew.-% oder mehr erzielt, wobei
die Zugabe von mehr als 0,0020 Gew.-% einen unerwünschten
Anstieg der Planaren Anisotropie des Stahlblechs verursacht. Entsprechend
wird der Borgehalt innerhalb eines Bereiches von 0,0005 bis 0,0020
Gew.-%, vorzugsweise von 0,0005 bis 0,0010 Gew.-% eingestellt.
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Cu: 0,5 Gew.-% oder weniger, Ni:
0,5 Gew.-% oder weniger, Cr: 0,5 Gew.-% oder weniger und Mo: 0,5 Gew.-%
oder weniger Diese Elemente, die die Festigkeit des Stahlblechs,
und insbesondere die Festigkeit nach einer Wärmebehandlung beim Löten des
Rohres erhöhen,
werden, falls nötig,
zugegeben. Wenn jedes dieser Elemente jedoch in einer Menge von
mehr als 0,5 Gew.-% zugegeben wird, verschlechtern sich die Kaltwalzeigenschaften,
also werden sie innerhalb eines Bereichs von 0,5 Gew.-% oder weniger
zugefügt.
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Das Element der Gruppe A, das B umfasst,
und die Elemente der Gruppe B, die Cu, Ni, Cr und Mo umfassen, die
beide optionale Komponenten sind, können allein oder in Kombination,
die aus wenigstens zwei Elementen derselben Gruppe oder verschiedener
Gruppen besteht, zugegeben werden.
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(2) In Bezug auf Kristallstruktur
und dgl.:
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Die Korngröße des Ferrits wird auf 5 bis
10 μm eingestellt.
Stahl, der Kristalle einer Größe von weniger als
5 μm enthält, ist
gehärtet
und somit treten unbefriedigende Eigenschaften deutlich auf, wie
eine schlechte Gestaltung nach der Rohrbildung und starke Abnutzung
der Werkzeuge. Andererseits, wenn die Korngröße mehr als 10 μm beträgt, wird
eine gleichmäßig feine
Textur nach dem Formen/Glühen
kaum aufrechterhalten und somit verringern sich Festigkeit und Zähigkeit
des Produkts bei der Verwendung. Also wird die Kristallkorngröße im Stahlblech
auf zwischen 5 und 10 μm
gesteuert.
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Es ist zweckmäßig, dass die Härte (Härtegrad)
T1–T3
beträgt.
Ein Härtegrad
von mehr als T3 verursacht nachweislich eine Verschlechterung der
Formbarkeit und verursacht eine deutliche Abnahme der Lebenszeit
der Werkzeuge. Es ist zweckmäßig, dass
die Festigkeit des Rohmaterials so gering wie nur möglich ist,
wenn die Festigkeit nach der Bildung und Wärmebehandlung des Rohres genügend hoch
ist.
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Zähigkeit
sowie Festigkeit nach der Bildung und Wärmebehandlung eines Rohres
aus dem Stahlblech für
doppeltgewickelte Rohre ist ebenso ein bedeutsamer Faktor. Die Zähigkeit
wird in einem Zugtest oder einem Hochgeschwindigkeitszugtest eines
Rohres mit einer Kerbe bewertet.
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(3) Herstellungsbedingungen
und dgl.:
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Warmfertigwalzen:
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Da die Gleichmäßigkeit der Mikrostruktur nach
einem Glühen
abnimmt, wenn die Endtemperatur des Warmfertigwalzens geringer als
850°C ist,
und eine solche Ungleichförmigkeit
wird nach dem Glühen
nach dem Kaltwalzen erhalten, wird eine merkliche Streuung der mechanischen
Eigenschaften beobachtet, was eine verminderte Zuverlässigkeit
der mechanischen Eigenschaften zur Folge hat. Andererseits treten
Oberflächendefekte
aufgrund von Zunder in auffälliger
Weise bei Temperaturen von mehr als 1000°C auf. Dementsprechend ist es
zweckmäßige, dass
die Endwalztemperatur des Warmfertigwalzens in einem Bereich von 1000
bis 850°C
liegt. Vorzugsweise liegt die Endtemperatur in einem Bereich von
950-850°C im Hinblick
auf die Warmwalzeigenschaften.
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Um die Möglichkeit der Ausscheidung
von Ti und Nb nach dem Warmfertigwalzen zu verringern, ist es günstig, wenn
das Stahlblech mit einer Abschreckrate von 30°C/s oder mehr innerhalb einer
Sekunde nach dem Warmfertigwalzen abgeschreckt wird.
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Beim Fertigwalzen des Vorblechs nach
dem Warmvorwalzen ist eine Anpassung für kontinuierliches Walzen (Endloswalzen),
die eine Verbindung der Vorbleche an der Einführungsseite eines Fertigwalzwerks umfasst,
günstig,
da der Transport der vorderen und rückwärtigen Enden der Stahlbleche
stabilisiert ist und somit eine rasche Abkühlung des Stahlblechs sofort
nach dem Fertigwalzen über
die gesamte Länge
erreicht werden kann.
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Aufrollen nach dem Heißwalzen:
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Es ist schwierig, Nb und Ti im Mischkristallzustand
im Stahl zu halten, wenn die Aufrolltemperatur nach dem Warmwalzen
höher als
750°C ist.
Hieraus resultiert, dass eine Unterdrückung der Vergröberung der
Kristallkörner
aufgrund von gelöstem
Nb und Ti nicht genügend
erreicht werden kann. In diesem Fall ist es schwierig, gleichförmige mechanische
Eigenschaften in der Längsrichtung
zu erhalten. Entsprechend wird eine Aufrolltemperatur nach dem Warmwalzen
von 750°C
oder weniger und vorzugsweise 650°C
oder weniger gewählt.
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Die Bedingungen für das folgende Beizen und Kaltwalzen
sind nicht festgelegt und werden entsprechend einem allgemeinen
Verfahren zur Herstellung ultradünner
Stahlbleche bestimmt.
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Glühen nach dem Kaltwalzen:
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Wenn die Glühtemperatur geringer als 650°C ist, liegt
die Struktur hauptsächlich
als nicht rekristallisierte Struktur vor und somit ist das Stahlblech
nicht weich gemacht. Das Ziel, die Last während des Rohrherstellungsverfahrens
zu verringern, wird daher nicht erreicht. Obwohl beim Glühen bei
650°C oder
mehr keine perfekte rekristallisierte Struktur erhalten wird, wird
ein genügendes
Weichwerden für
die Verwendung in der vorliegenden Erfindung erreicht. Bei einer
Glühtemperatur
von 750°C
oder mehr liegt die Struktur hauptsächlich als rekristallisierte
Struktur vor und es wird eine hervorragend überlegene Bearbeitbarkeit erreicht.
Bei einem Glühen
bei einer Temperatur von mehr als 850°C, wie bei allgemeinen kaltgewalzten
Stahlblechen mit ultra niedrigem Kohlenstoffgehalt zur Bearbeitung,
wird die Mikrostruktur im Stahl vergröbert und ungleichmäßig, die
Ausscheidung von Ti und Nb während
des Glühens
gefördert
und somit eine gleichmäßige und
feine Struktur nach der Rohrbildungswärmebehandlung nicht gebildet.
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Dementsprechend liegt die Glühtemperatur
in einem Bereich, von zweckmäßigerweise
650–850°C, und insbesondere
700-800 °C
im Hinblick auf die Stabilität
der mechanischen Eigenschaften. Im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit
zusätzlich
zur Stabilität
der mechanischen Eigenschaften ist eine Temperatur von 750°C oder weniger
bevorzugt.
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Die Haltedauer während des Glühens ist
ebenfalls ein bedeutender Faktor. Herkömmliches Glühen wird im allgemeinen mindestens
30 s durchgeführt,
um eine stabile Rekristallisationsstruktur zu bilden. Bei einem
derartigen Glühen
wird jedoch, da Ti und Nb während
des Glühens
ausgeschieden werden, gelöstes
Ti oder Nb, das essentiell für
die vorliegende Erfindung ist, nicht gebildet. Das gelöste Ti oder
Nb kann durch die Einstellung der Glühtemperatur auf 850°C oder weniger
und der Haltedauer auf 20 s oder weniger, wie oben beschrieben,
gebildet werden. Es wurde in Betracht gezogen, dass das Glühen eines
Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt für eine derartig
kurze Zeit einen ungenügenden
r-Wert und ungenügende
Geschmeidigkeit für
eine Verwendung mit Tiefziehen zur Folge hat; ein derartiges Glühen für eine kurze
Zeit kann jedoch für
die vorliegende Erfindung ohne Probleme verwendet werden.
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Zweites Kaltwalzen nach
dem Glühen
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Ein zweites Kaltwalzen, das nach
dem Glühen
durchgeführt
wird, steuert die Oberflächenrauigkeit
und verringert die Dicke des Blechs. Vorzugsweise beträgt die Reduktionsrate
des zweiten Kaltwalzens 1,0% oder mehr. Wenn das zweite Kaltwalzen
mit einer Reduktionsrate von mehr als 20 durchgeführt wird,
werden die Rohrformungseigenschaften wegen der erhöhten Streckgrenze
bei den mechanischen Eigenschaften verschlechtert. Dementsprechend
wird die Reduktionsrate des zweiten Kaltwalzens nach dem Glühen auf
20 oder weniger eingestellt. Vorzugsweise liegt die Reduktionsrate
im Bereich von 1,0 bis 10%.
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Ein Stahlblech gemäß der vorliegenden
Erfindung wird durch Befolgung der oben beschriebenen Schritte hergestellt.
Die Enddicke des Stahlblechs ist nicht beschränkt und die vorliegende Erfindung
wird ziemlich effektiv für
eine Enddicke von 0,35 mm oder weniger angewendet.
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Oberflächenbehandlung:
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Ein Metall mit selbstlötenden Eigenschaften,
wie Kupfer, wird in einer Schicht auf das oben beschriebene Stahlblech
aufgebracht, das nach der Rohrherstellung durch eine Wärmebehandlung
gelötet
wird. Obwohl keine zusätzliche
Oberflächenbehandlung
grundlegend erforderlich ist, kann eine chemische oder elektrochemische
Behandlung angefügt
werden, um die Metallbeschichtungswirkung zu verstärken.
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Beispiel 1
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Eine Reihe von Stählen, die die in Tabelle 1
gezeigten Komponenten und zum Rest Eisen enthielten, wurden in einem
Konverter geschmolzen und jede der erhaltenen Stahlbrammen wurde
unter den Bedingungen, die in Tabelle 2 gezeigt sind (rasche Abkühlung mit
einer Rate von 50°C/s
innerhalb von 0,5 Sekunden nach Beendigung des Warmwalzens) warmgewalzt.
Beim Warmwalzen wurde eine Bramme mit einer Dicke von 260 mm in
sieben Durchgängen
vorgewalzt, wobei ein Vorblech mit einer Dicke von 30 mm gebildet
wurde, und eine warmgewalzte Mutterblechrolle wurde aus dem Vorblech
mit einem 7-walzigen Tandemwalzwerk hergestellt. Die Mutterblechrolle
wurde gebeizt, mit einem Tandemwalzwerk kaltgewalzt, geglüht und einem
zweiten Kaltwalzen unterworfen.
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Kupfer wurde in einer Dicke von 30 μm auf das
Stahlblech elektroplattiert, und aus dem beschichteten Blech wurde
mittels eines herkömmlichen
Verfahrens ein doppeltgewickeltes Rohr mit 3,45 mm θ geformt,
einem Ziehen von 5% unterzogen, und durch bei 1120°C für 20 s wärmebehandelt,
wobei die Kupferbeschichtungsschicht verlötet wurde.
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Das erhaltene Stahlblech und das
selbstgelötete
doppeltgewickelte Rohr wurden für
die folgenden Tests verwendet:
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- 1) die Korngröße der Ferritkristalle
am transversalen Querschnitt;
- 2) die Zugfestigkeit bei einem statischen Zugtest,
- 3) die Flächenverringerung
bei einem Niedrigtemperaturzugtest (bei –40°C), um die Zähigkeit zu bewerten, die gleichbedeutend
zu Schlagzugfestigkeit bei hoher Geschwindigkeit ist; und
- 4) einen Biegetest (Biegen um 180°).
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Für
alle diese Tests wurden allgemeine Verfahren zur Bestimmung mechanischer
Eigenschaften verwendet mit der Ausnahme, dass das doppeltgewickelte
Rohr ohne weitere Bearbeitung verwendet wurde.
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Die Ergebnisse sind in Tabelle 3
gezeigt. In jedem der Beispiele in Übereinstimmung mit der vorliegenden
Erfindung, in denen die Gehalte an gelöstem Nb und Ti innerhalb angemessener
Bereiche liegen, war das Kristallkorn nach dem Erhitzen auf hohe
Temperatur nicht vergrößert, und
es wurden eine ausreichende Festigkeit und Geschmeidigkeit, hervorragende
Niedrigtemperaturzähigkeit
(Ziehen entsprechend dem Zugtest), hervorragende Biegebearbeitbarkeit
und hervorragende Formfestigkeit erreicht.
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Jeder der Stähle 12, 13 und 14 ist hart,
eine befriedigende Form wird bei dem fertigkaltgewalzten Stahlblech
nicht erreicht, das geringwertige Biegeeigenschaften hat.
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Beispiel 2
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Eine Reihe von Brammen mit einer
Zusammensetzung wie in Nr. 1 der Tabelle 1 gezeigt wurde warmgewalzt,
gebeizt, kaltgewalzt und einem kontinuierlichen Glühen und
einem zweiten Kaltwalzen unter den Bedingungen, die in Tabelle 4
gezeigt sind, unterzogen (die Abkühlungsbedingungen waren dieselben
wie in Beispiel 1), um ultradünne
kaltgewalzte Stahlbleche herzustellen. Ein herkömmlicher haubengeglühter aluminiumberuhigter
Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt wurde zum Vergleich verwendet.
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Kupfer wurde auf die Oberfläche von
jedem der Stahlbleche wie in Beispiel 1 aufplattiert, wobei ein doppeltgewickeltes
Rohr gebildet wurde.
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Die Abnutzung der für die Rohrbildung
verwendeten Werkzeuge (Lebensdauer der Werkzeuge) wurde ebenfalls
zusätzlich
zu den Tests in Beispiel 1 bewertet. Für die Bewertung der Lebensdauer
der Werkzeuge der relative Wert, wobei die Lebensdauer der Vergleichsprobe
(haubengeglühter
aluminiumberuhigter Stahl von niedrigem Kohlenstoffgehalt) wurde
auf 1 gesetzt wurde, verwendet.
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Die experimentellen Ergebnisse sind
ebenfalls in Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 4 zeigt, dass für jedes
der Weichstahlbleche im Einklang mit der vorliegenden Erfindung
die Lebensdauer der Werkzeuge ungefähr 1,5-mal so groß wie bei
der Vergleichsprobe ist. In den Beispielen, die gelöstes Nb
und Ti innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung enthalten,
ist eine Vergröberung
der Mikrostruktur nach der Rohrbildformung wirksam unterdrückt.
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INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
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Wie oben beschrieben hat das Stahlblech
gemäß der vorliegenden
Erfindung, da es weich ist, eine geringe Verformungsbeständigkeit
und es verringert die Abnutzung der Werkzeuge und verlängert ihre
Lebensdauer. Mit der vorliegenden Erfindung wird ein doppeltgewickeltes
Rohr mit zusätzlich
zu hervorragender Formbarkeit hervorragender Festigkeit und Zähigkeit
aufgrund einer verringerten Vergröberung der Ferritkörner hergestellt.
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Ferner wird ein kontinuierliches
Glühverfahren
in der vorliegenden Erfindung angewendet, und somit kann eine hohe
Herstellungseffizienz und Gleichförmigkeit der mechanischen Eigenschaften
erreicht werden.
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Dementsprechend kann ein doppeltgewickeltes
Rohr von hoher Qualität
mit hoher Luftdichtigkeit effektiv und ökonomisch mit der vorliegenden
Erfindung hergestellt werden.
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