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1. GEBIET
DER ERFINDUNG
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Die vorliegende Erfindung bezieht
sich auf kaltgewalztes Weichstahlblatt und ein Verfahren zur Herstellung
desselben.
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2. BESCHREIBUNG DES STANDES
DER TECHNIK
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Bei der herkömmlichen Produktion von kaltgewalzten
Stahlblättern
(bzw. Blechen) zur Verarbeitung, die durch kontinuierliches Glühen produziert
werden, wurde ein Hochtemperatur-Aufrollen beim Heißwalzen durchgeführt, um
eine sofortige Präzipitation
von AlN und eine Vergröberung
von Carbiden anzuregen und so ein Weichwerden und hohe r-Werte zu erzielen.
Hochtemperatur-Aufrollen verursacht allerdings eine verstärkte Zunderdicke
an beiden Enden der Rolle durch Sauerstoff, der leicht zugeführt wird,
und verursacht so eine Verschlechterung der Beizcharakteristika.
Als Verfahren zur Reduzierung der Aufrolltemperatur mittels Weichmachen
durch Borzusatz offenbart die ungeprüfte japanische Patentpublikation
Nr. 2-263932 ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblatts
zum Tiefziehen, wobei ein Bor-enthaltender Stahl mit einem spezifisierten
Mn/S-Verhältnis
auf 1 000°C
bis 1 200°C
erhitzt wird, bei 560°C
bis 650°C
aufgerollt wird und bei einer relativ hohen Temperatur von 730°C bis 880°C kontinuierlich
geglüht
wird. Verschiedene Verfahren unter Verwendung ausgezeichneter Kornwachstumscharakteristika
von Bor-enthaltenden Stählen
wurden zur Erzielung einer ausgezeichneten Verarbeitbarkeit durch
kontinuierliches Hochtemperaturglühen nach Niedrigtemperatur-Aufrollen
vorgeschlagen. Z. B. offenbart die nicht-geprüfte japanische Patentpublikation
Nr. 7-3332 ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblatts
zur Verarbeitung, das dadurch gekennzeichnet ist, daß ein Borenthaltendes
Stahlblatt bei 600°C
bis 700°C
aufgerollt wird und bei 740°C
bis 930°C
geglüht
wird. Die ungeprüfte
japanische Patentpublikation Nr. 9-3550 offenbart ein Verfahren
zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblatts zur Verarbeitung,
das dadurch gekennzeichnet ist, daß ein Borenthaltendes Stahlblatt
bei 630°C
bis 720°C
aufgerollt wird und bei 800°C
bis 880°C
geglüht
wird. Auch die ungeprüfte
japanische Patentpublikation Nr. 56-156720 offenbart ein Verfahren
zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblatts mit ausgezeichneter
Verarbeitbarkeit, wobei die Beziehung zwischen B und N spezifiziert
ist und ein Hochtemperaturglühen
nach einem Niedrigtemperatur-Aufrollen bei 650°C oder weniger durchgeführt wird.
Unter den verfahren, die das B : N-Verhältnis, zugesetzte Elemente
und/oder die Erhitzungstemperatur der Bramme spezifizieren, um eine
ausgezeichnetere Verarbeitbarkeit zu erreichen, offenbart die nicht-geprüfte japanische
Patentpublikation Nr. 64-15327 ein Verfahren, das die Erhitzungstemperatur
der Stahlbramme, die B in einer Menge von höher als dem N-Äquivalent enthält, spezifiziert,
d. h. Aufrollen bei 550°C
bis 700°C
und Ausglühen
bei 750°C
bis 850°C;
die nichtgeprüfte
japanische Patentpublikation Nr. 61-266556 offenbart ein kaltgewalztes Stahlblatt
mit ausgezeichneter Preßverarbeitbarkeit,
wobei ein Stahl, der 0,10 bis 0,30% Cr enthält und ein B : N-Verhältnis in
einem spezifizierten Bereich von 0,5 bis 2,0 hat, bei 550°C bis 700°C aufgerollt
und bei etwa 800°C
ausgeglüht
wird.
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Wenn ein Bor-enthaltender Stahl mit
ausgezeichneten Kornwachstumscharakteristika bei einer hohen Temperatur
von 700°C
oder mehr ausgeglüht
wird, wird er oft eine gemischte Korntextur bilden und somit wird sich
die Oberflächenqualität während der
Verarbeitung verschlechtern. In den letzten Jahren wurden zunehmend
Oberflächencharakteristika
hoher Qualität
verlangt. Eine Verschlechterung der Oberflächencharakteristika infolge
der gemischten Korntextur, die nicht in Betracht gezogen wurde,
ist ein zunehmendes Problem; allerdings lehrt die oben genannte
herkömmliche
Technik keine Gegenmaßnahme
gegen die verringerte Oberflächenqualität durch
die gemischte Korntextur, die durch Ausglühen bei 700°C oder mehr gebildet wird.
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Wie oben beschrieben wurde, gab es
noch kein Verfahren zur Erhöhung
der Stabilität
der Textur für einen
B-enthaltenden Stahl während
des kontinuierlichen Ausglühens,
um die Bildung einer gemischten Korntextur zu verhindern.
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Dünne
Stahlblätter,
die bei Kraftfahrzeugen und elektrischen Haushaltsgeräten verwendet
werden, erfordern eine hohe Formbarkeit; die Erzielung eines Weichmachens
und eines hohen r-Wertes ist stark in der Weiterentwicklung. Wenn
ein solches dünnes
Stahlblatt mit hoher Formbarkeit durch kontinuierliches Ausglühen unter
Verwendung eines Aluminiumberuhigten Stahls mit niedrigem Kohlenstoffgehalt
hergestellt wird, müssen
C und N als grobe Präzipitate
durch Hochtemperaturaufrollen beim Heißwalzen fixiert werden. Da
die Enden der Rolle in Längsrichtung
(der T-Abschnitt: der obere Abschnitt der Rolle, und der B-Abschnitt:
der Endabschnitt der Rolle) und die Enden in Richtung der Breite
durch direkten Kontakt mit Luft selbst beim Hochtemperaturaufrollen
hohe Abkühlgeschwindigkeiten
haben, präzipitiert
AlN nicht ausreichend. Das das nichtpräzipitierte AlN beim kontinuierlichen
Ausglühen
fein präzipitiert,
werden die Enden in Längs-
und Breiterichtung im Vergleich zum Mittelteil der Rolle gehärtet, was
zu sogenannten Rollenendcharakteristika führt. Das Hochtemperatur-Aufrollen
verursacht infolge einer erhöhte
Zunderdicke auch verringerte Beizcharakteristika. Als Verfahren
zur Verbesserung solcher Rollenendcharakteristika und Beizcharakteristika
offenbart die nicht-geprüfte
japanische Patentpublikation Nr. 48-100314 ein Verfahren zur Senkung
der Aufrolltemperatur durch Zusatz von B, das mit N unter Bildung
von grobem BN reagiert und somit die Bildung von feinem AlN unterdrückt.
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Wie in der nicht-geprüften japanischen
Patentpublikation Nr. 48-100314 beschrieben wird, wird eine Verbesserung
bei den Rollenendcharakteristika durch Zusatz von B in einheitlicher
Weise erreicht, allerdings entsteht das Problem, daß die Materialqualität variiert.
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In der herkömmlichen Technik wird der Stahl
mit einem erhöhten
O-Gehalt im Stahl gehärtet
und die Materialqualität
kann in einigen Fällen
sogar bei demselben O-Gehalt variieren.
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Bei der herkömmlichen Produktion von kaltgewalzten
Stahlblättern
zur Verarbeitung, die durch kontinuierliches Ausglühen produziert
werden, wurde ein Hochtemperaturaufrollen beim Heißwalzen
durchgeführt, um
die Präzipitation
von AlN und die Vergröberung
von Carbiden zu induzieren und somit ein Weichwerden und hohe r-Werte
zu erzielen. Ein Hochtemperatur-Aufrollen verursacht allerdings
eine verstärkte
Zunderdicke an beiden Enden der Rolle durch Sauerstoff, der leicht
zugeführt
wird, und verursacht somit eine Verschlechterung der Beizcharakteristika.
Die nichtgeprüfte
japanische Patentpublikation Nr. 48-100314 offenbart ein Verfahren
zur Senkung der Aufrolltemperatur durch Fixierung von N mit B als
BN; allerdings ruft die Anwendung dieses Verfahren auf das Heißdirektwalzen
keine Wirkungen hervor, und zwar durch die verringerte Aufrolltemperatur.
Im Heizofen wird ein Teil des groben MnS, das in der Bramme präzipitiert,
nicht gelöst.
Dagegen wird beim Heißdirektwalzen
das Walzen in dem Zustand durchgeführt, daß MnS vollständig gelöst wird;
demnach unterdrückt
feines MnS, das während
des Walzens präzipitiert,
das Kristallkornwachstum.
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Um ein weiches Material durch Heißdirektwalzen
mit derselben Qualität
wie die beim Heizofen zu erhalten, offenbart die nicht-geprüfte japanische
Patentpublikation Nr. 7-242995 ein Verfahren zum Weichmachen, wobei
der S-Gehalt auf 0,004% oder weniger kontrolliert wird, um so den
Gehalt an feinem MnS zu reduzieren. Die nichtgeprüfte japanische
Patentpublikation Nr. 9-3550 offenbart ein Verfahren zur Induzierung einer
Vergröberung
des Präzipitats,
wobei eine kontinuierlich gegossene Bramme vor dem Abkühlen auf
den Ar3-Punkt
oder weniger einem Walzen unterzogen wird, um die Umwandlung von
MnS als Nuklei des Präzipitats,
das durch die Transformation von Fe vor dem Walzen beeinflußt wird,
zu unterdrücken.
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Wenn der S-Gehalt durch das in der
nicht-geprüften
japanischen Patentpublikation Nr. 7-242995 offenbarte Verfahren
auf 0,004% reduziert wird, sind die Kosten zur Entschwefelung beachtlich
hoch und damit ist die Verwendung auf Stahlblätter hoher Qualität beschränkt.
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Bei dem Verfahren, das in der nicht-geprüften japanischen
Patentpublikation Nr. 9-3550 offenbart wird, wird das Weichmachen
nicht ausreichend durchgeführt
und ein Hochtemperaturglühen
bei 800°C
oder mehr ist unvermeidlich.
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Wie oben beschrieben wurde, ist noch
kein Verfahren entwickelt worden, das ein Niedrigtemperatur-Aufrollen
beim Heißdirektwalzen
ermöglicht,
wenn ein kaltgewalztes Weichstahlblatt produziert wird.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung
besteht in der Bereitstellung eines kaltgewalzten Weichstahlblatts,
das zur Formung von Kraftfahrzeugen und elektrischen Haushaltsgeräten geeignet
ist, und eines Verfahrens zur Herstellung desselben.
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Erstens, zur Lösung der Aufgabe stellt die
vorliegende Erfindung ein kaltgewalztes Weichstahlblatt bereit,
das aus 0,01–0,06
Gew.% C, 0,1 Gew.% oder weniger Si, 0,5 Gew.% oder weniger Mn, 0,03
Gew.% oder weniger P, 0,03 Gew.% oder weniger S, 0,006 Gew.% oder
weniger N, 0,009 Gew.% oder weniger B, wobei das stöchiometrische
Verhältnis
von B : N 0,6–1,5
beträgt,
Al entsprechend der Gleichung: gelöstes (sol.)
Al ≤ 0,035 × (B : N × 0,6)1/2
gegebenenfalls
mindestens einem Element, ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus 0,5 Gew.% oder weniger Cu, 0,5 Gew.%
oder weniger Ni, 0,5 Gew.% oder weniger Cr, 0,5 Gew.% oder weniger
Sn, 0,1 Gew.% oder weniger Ca und 0,05 Gew.% oder weniger 0, wobei
das mindestens eine Element 2 Gew.% oder weniger ausmacht, und dem
Rest an Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
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Zweitens, die vorliegende Erfindung
stellt ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Weichstahlblatt,
wie es in Anspruch 2 definiert ist, bereit.
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KURZE BESCHREIBUNG DER
ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine Mikroskopaufnahme der Querschnittstextur eines B-enthaltenden
Stahls, in dem teilweise grobe Ferritkörner durch Hochtemperaturglühen ausgebildet
sind.
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2 ist
ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem B : N-Verhältnis und
der Dehnung (EL) und zwischen dem B : N-Verhältnis
und dem Maximum der Korngröße in Ausführungsform
1 erläutert.
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3 ist
ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Al-Gehalt und der Dehnung (EL) und zwischen
dem Al-Gehalt und dem Maximum der Korngröße in Ausführungsform 1 erläutert.
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BESCHREIBUNG
DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Ausführungsform 1
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Ein kaltgewalztes Weichstahlbaltt
nach Ausführungsform
1 besteht aus:
0,01 bis 0,06 Gew.% C, 0,1 Gew.% oder weniger
Si, 0,5 Gew.% oder weniger Mn, 0,03 Gew.% oder weniger P, 0,03 Gew.%
oder weniger S, 0,006 Gew.% oder weniger N, 0,009 Gew.% oder weniger
B, wobei das stöchiometrische
Verhältnis
von B : N 0,6 bis 1,5 beträgt,
Al entsprechend der Gleichung gelöstes (sol.)
Al ≤ 0,035 × (B : N × 0,6)1/2
gegebenenfalls
mindestens einem Element, ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus 0,5 Gew.% oder weniger Cu, 0,5 Gew.%
oder Ni, 0,5 Gew.% oder weniger Cr. 0,5 Gew.% oder weniger Sn, 0,1
Gew.% oder weniger Ca und 0,05 Gew.% oder weniger 0, wobei das mindestens
eine Element 2 Gew.% oder weniger ausmacht und dem Rest an Eisen
und unvermeidlichen Verunreinigungen.
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Der C-Gehalt ist vorzugsweise 0,01
bis 0,03 Gew.%. Der N-Gehalt
ist vorzugsweise 0,005 Gew.% oder weniger, bevorzugter 0,0035 Gew.%
oder weniger.
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Vorteilhafterweise enthält das kaltgewalzte
Weichstahlblatt ferner mindestens ein Element, ausgewählt aus
der Gruppe bestehend aus 0,5 Gew.% oder weniger Cu, 0,5 Gew.% oder
weniger Ni, 0,5 Gew.% oder weniger Cr, 0,5 Gew.% oder weniger Sn,
0,1 Gew.% oder weniger Ca und 0,05 Gew.% oder weniger 0, wobei das
eine Element 2 Gew.% oder weniger ausmacht.
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Ein Verfahren zur Herstellung eines
kaltgewalzten Weichstahlblatts gemäß Ausführungsform 1 umfaßt die Stufen:
- (a) Bereitstellen einer Bramme, die aus 0,01
bis 0,06 Gew.% C, 0,1 Gew.% oder weniger Si, 0,5 Gew.% oder weniger
Mn, 0,03 Gew.% oder weniger P, 0,03 Gew.% oder weniger S, 0,006
Gew.% oder weniger N, 0,009 Gew.% oder weniger B, wobei das stöchiometrische
Verhältnis
von B : N 0,6 bis 1,5 beträgt,
Al entsprechend der Gleichung Al ≤ 0,035 × (B : N × 0,6)1/2 und
dem Rest an Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht;
- (b) Heißwalzen
der Bramme bei einer Finnish-Temperatur vom Ar3-Punkt
oder mehr und einer Aufrolltemperatur von 650°C oder weniger, wodurch ein
heißgewalztes
Stahlblatt hergestellt wird;
- (c) Kaltwalzen des heißgewalzten
Stahlblatts, wodurch ein kaltgewalztes Stahlblatt hergestellt wird;
und
- (d) kontinuierliches Ausglühen
des kaltgewalzten Stahlblattes bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 1°C/s oder
mehr und bei einer Ausgleichstemperatur von 700°C oder mehr.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung
haben wiederholte intensive Untersuchungen durchgeführt, um
ein Borenthaltendes kaltes Weichstahlblatt mit ausgezeichneter Texturstabilität während des
Hochtemperaturglühens
und ein Verfahren zur Herstellung desselben zu erhalten; dies führte zu
der folgenden Feststellung.
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Da der Bor-enthaltende Stahl ausgezeichnete
Kornwachstumscharakteristika hat, verursacht ein Hochtemperaturausglühen leicht
eine gemischte Korntextur. Als ein Beispiel sind in 1 grobe Ferritkörner gezeigt, die sich bilden,
wenn ein Stahl, der 0,015% C, 0,023% Al, 0,0007% B und 0,0020% N
enthält
und ein B : N-Verhältnis
von 0,45 hat, bei 600°C
aufgerollt wird und bei 800°C
ausgeglüht
wird.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung
haben wiederholte intensive Untersuchungen über den Grund der Bildung einer
solchen gemischten Korntextur während
des Hochtemperaturglühens
durchgeführt.
Das Resultat war, daß sie
feststellten, daß ein
Hochtemperaturglühen
in einem Zustand, in dem gelöstes
N zurückbleibt,
in gewissem Grad eine inhomogene Präzipitation von AlN und die
lokale Bildung von groben Körnern
in Bor-enthaltendem Stahl, der ausgezeichnete Kornwachstumscharakteristika
hat, verursacht. Es wurde auch festgestellt, daß zur Unterdrückung der
gemischten Korntextur das B : N-Verhältnis so spezifiziert wird,
daß der
Gehalt an gelöstem
N im heißgewalzten
Stahlblatt reduziert wird und der Al-Gehalt in Verbindung mit dem B
: N-Verhältnis
auf der Basis der Beziehung, die durch die folgende Gleichung (1)
dargestellt wird, reduziert wird: Al ≤ 0,35 × (B : N × 0,6)1/2
so
daß die
Initiierung einer AlN-Präzipitaion
während
des Glühens
verzögert
wird. Dementsprechend wurde entdeckt, daß ein kaltgewalztes Weichstahlblatt
mit ausgezeichneter Texturstabilität hergestellt werden kann, ohne
daß das
Kornwachstum im Rekristallisationsprozeß während des Hochtemperaturausglühens lokal
inhibiert wird.
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Nachfolgend werden die Experimente
beschrieben, die zu dieser Erkenntnis führten. Materialien, die etwa
0,015% C, etwa 0,20% Mn, etwa 0,011% P, etwa 0,008% S, etwa 0,010%
Al, 0,0035% oder weniger B und 0,0035% oder weniger N enthielten
und unterschiedliche B : N-Verhältnisse
hatten, wurden auf 1200°C erhitzt,
bei einer Temperatur des Ar3-Punkts oder mehr
Finish-gewalzt und bei 600°C
aufgerollt. Nach Säurebeizen
(Säureadditionssalz-Pickling)
und Kaltwalzen wurden sie mit einer Rate von 20°C/s erhitzt und bei 800°C geglüht, um geglühte Blätter mit
einer Dicke von 1,2 mm zu erhalten. Diese wurden zur Betrachtung
der Querschnittstextur und zur Messung der Dehnung (EL = Elongation)
unter Verwendung von JIS Nr. 5-Zugtest-Stücken verwendet. Die Resultate
sind in 2 dargestellt.
Die Dehnung nimmt leicht zu, wenn das B : N-Verhältnis zunimmt, und es wird
ein Effekt des Weichwerdens beobachtet, wie es herkömmlicherweise
beschrieben wird. Bei einem B : N-Verhältnis von 0,2 oder mehr wird
allerdings kein signifikanter Weichmachungseffekt beobachtet. Dennoch
nimmt das Maximum der Korngröße (Durchschnitt
der Korngrößen der oberen
zehn in einem Bereich der Dicke um 1 mm) innerhalb eines Bereichs
des B : N-Verhältnisses
von 0,2 bis 0,6 deutlich zu und es bilden sich gemischte Körner anstelle
des normalen Konrnwachstums. wenn das B : N-Verhältnis größer als 1,5 ist, nimmt die
Dehnung infolge des feinen Korneffekts ab und die Verstärkung der festen
Lösung
wird durch gelöstes
B verursacht. Als nächstes
wurden Materialien, die etwa 0,015% C, etwa 0,20% Mn, etwa 0,011%
P und etwa 0,008% S enthielten und ein B : N-Verhältnis
von etwa 1 hatten und unterschiedliche Al-Gehalte aufwiesen, auf
1200°C erhitzt,
bei einer Temperatur des Ar3-Punkts
oder mehr Finish-gewalzt und bei 600°C aufgerollt.
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Nach Säurebeizen und Kaltwalzen wurden
sie mit einer Rate von 20°C(s
erhitzt und bei 800°C
ausgeglüht,
um ausgeglühte
Platten mit einer Dicke von 1,2 mm herzustellen. Diese wurden zur
Betrachtung der Querschnittstextur und zur Messung der Dehnung (EL)
unter Verwendung von JIS Nr.-Zugteststücken verwendet. Die Resultate
sind in 3 dargestellt.
Obgleich sich die Dehnung mit der Änderung Al-Gehalt moderat verändert, nimmt
das Maximum der Korngröße bei einem
Al-Gehalt (0,027%)
stärker
als durch Gleichung (1) errechnet steil zu und somit wird die Bildung
einer gemischten Korntextur nahegelegt.
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Auf der Basis dieser Kenntnis haben
die Erfinder der vorliegenden ein Bor-enthaltendes kaltgewalztes Weichstahlblatt
mit ausgezeichneter Texturstabilität während des Hochtemperaturglühens und
ein Verfahren zur Herstellung desselben gefunden, indem das B :
N-Verhältnis
und der Al-Gehalt
auf vorgegebene Level im B-enthaltenden Stahl reguliert werden und
die Bedingungen des Heißwalzens
und Glühens
optimiert werden.
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Die Basis für die zugesetzten Komponenten,
die Begrenzung der Gehalte und die Begrenzung der Produktionsbedingungen
werden nachfolgend beschrieben.
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(1) Chemische Zusammensetzung
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C ≤ 0,06%
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Wenn mehr als 0,06% C zugesetzt werden,
präzipitieren
große
Mengen an Carbiden, der r-Wert und die Dehnung werden verringert
und die Formbarkeit wird inhibiert. Somit ist die Obergrenze 0,06%.
Bei weniger als 0,01% ist die treibende Kraft zur Präzipitation
von Carbiden während
der Überalterung
im Prozeß des
kontinuierlichen Ausglühens
reduziert und die Überalterungsresistenz
verschlechtert sich. Somit ist die Untergrenze vorzugsweise 0,01%.
Der C-Gehalt ist vorzugsweise 0,01 bis 0,04 Gew.%, bevorzugter 0,01
bis 0,03 Gew.%.
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Si ≤ 0,1%
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Wenn Si im Überschuß zugesetzt wird, steigt die
Festigkeit und verschlechtert sich die Formbarkeit. Somit ist der
Gehalt 0,1% oder weniger.
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Mn ≤ 0,5%
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Vorzugsweise ist der Mn-Gehalt 0,05%
oder mehr, da er S unter Bildung von MnS fixiert, allerdings verursacht
ein übermäßiger Gehalt
eine Härtung
des Stahls und eine Verschlechterung der Formbarkeit. Somit ist
die Obergrenze 0,5%:
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P ≤ 0,03%
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P ist ein die feste Lösung verstärkendes
Element und ein Gehalt von mehr als 0,03% verursacht eine Härtung des
Stahls. Somit ist die Obergrenze 0,03%.
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S ≤ 0,03%
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Da S ein Element ist, das die Heißduktilität und Formbarkeit
inhibiert, wird es als MnS gebunden. Demnach ist es vorteilhaft,
wenn sein Gehalt niedrig ist. Ein Gehalt von höher als 0,03% bewirkt einen
erhöhten Mn-Gehalt
und eine verringerte Formbarkeit. Somit ist die Obergrenze 0,03%.
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N ≤ 0,006%
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N wird als BN gebunden; allerdings
bewirkt eine große
BN-Menge eine verringerte
Verarbeitbarkeit. Somit ist die Obergrenze 0,0035%.
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B ≤ 0,009%
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Obgleich B ein Element ist, das zum
Weichmachen wirksam ist, bewirkt ein übermäßiger B-Gehalt einen erhöhten Widerstand
gegen Verformung. Die Obergrenze ist somit 0,009%.
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B : N-Verhältnis: 0,6
bis 1,5
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Das B : N-Verhältnis ist von großer Bedeutung.
Bei einem B : N-Verhältnis von
weniger als 0,6 präzipitiert
eine große
Menge an feinem AlN, was zu einem Härten des Stahls führt; daher
ist die Untergrenze des B : N-Verhältnisses 0,6. Bei einem B :
N-Verhältnis von
höher als
1,5 bildet sich B im Stahl, was zu einer Härtung des Stahls führt; von
daher ist die Obergrenze des B : N-Verhältnisses 1,5. (gelöstes)
Al ≤ 0,035 × (B : N × 0,6)1/2 (1)
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Da Al als Desoxidationsmittel verwendet
wird, ist es in einer bestimmten Menge enthalten; allerdings beeinträchtigt es
die Initiationszeit der Präzipitation
von feinem AlN während
des Glühens
in Ausführungsform 1.
Somit ist der Bereich des Gehalts wichtig. Obgleich zum Zweck einer
perfekten Bindung von N eine große Menge an Al zugesetzt wurde,
mußte
der Gehalt in Ausführungsform
1 reduziert werden. Die Präzipitation
von AlN während
des Ausglühens
hängt vom
Al-Gehalt und dem
Gehalt an gelöstem
N ab. Die Präzipitation
von AlN wird zuerst in nicht-rekristallisierten Teilen, die eine
große
Antriebskraft haben, initiiert. Wenn der Gehalt an gelöstem N moderat
niedrig ist, wie es in B-enthaltendem Stahl der Fall ist, wird N
zur Präzipitation
der nichtrekristallisierten Bereiche verbraucht. Somit präzipitiert
es in den anderen Bereichen kaum, was in einer inhomogenen Präzipitation
resultiert. Obgleich Rekristallisation und Kornwachstum in dem Bereich,
in dem AlN präzipitiert,
unterdrückt
sind, schreitet das Kornwachstum in den anderen Bereichen fort.
Da die resultierende Differenz in der Korngröße im Wachstumsprozeß weiter
gefördert
wird, wird eine gemischte Korntextur gebildet. Dagegen wird die
Präzipitation
von AlN in den nicht-rekristallisierten Bereichen verzögert, indem
der Al-Gehalt, wie es in Gleichung (1) beschrieben wird, spezifiziert
wird; so wird die Bildung von gemischten Körnern unterdrückt.
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In Ausführungsform 1 kann das Stahlblatt
insgesamt 2% oder weniger von mindestens einem Element, ausgewählt aus
der Gruppe, bestehend aus 0,5% oder weniger Cu, 0,5% oder weniger
Ni, 0,5% oder weniger Cr, 0,5% oder weniger Sn, 0,1% oder weniger
Ca und 0,05% oder weniger 0 enthalten.
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Da Cu, Ni, Cr, Sn, Ca und 0 die Texturstabilität nicht
hemmen, können
diese in adäquaten,
Mengen, basierend auf demselben Konzept wie allgemeine Stähle, zugesetzt
werden. D. h. Cu, Ni, Cr und Sn, die die oben angegebenen Gehalte
haben, begünstigen
die Aggregation von Carbiden und verbessern die Alterungsbeständigkeit.
Ca fördert
die Aggregation von Carbiden, wenn es in einer Menge innerhalb des
Bereichs zugesetzt wird. O liegt als Oxide im Stahl vor, fungiert
als Nuklei für
die MnS- und BN-Präzipitation
und begünstigt die
Präzipitation.
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Durch Steuerung der Gehalte der Komponenten,
wie sie oben beschrieben wurden, kann ein B-enthaltendes, kaltgewalztes
Weichstahlblatt mit ausgezeichneter Texturstabilität während des
Hochtemperaturglühens
erhalten werden.
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Das Stahlblatt, daß derartige
Charakteristika hat, kann durch das folgende Verfahren produziert
werden.
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(2) Stufe der Herstellung
eines Stahlblatts
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(Herstellungsverfahren)
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Durch Schmelzen wurde ein Stahl hergestellt,
der eine Zusammensetzung innerhalb des oben beschriebenen Bereichs
hatte; und eine Bramme, die durch Strangguß hergestellt worden war, wurde
in einem Temperaturbereich des Ar3-Punkts
oder darüber
Finish-gewalzt und bei weniger als 650°C aufgerollt. Das aufgerollte
heißgewalzte
Stahlblatt wurde kaltgewalzt und mit einer Heizrate von 1°C/min oder
mehr und bei einer Ausgleichstemperatur von 700°C oder höher kontinuierlich ausgeglüht.
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In der vorliegenden Erfindung sind
die Temperaturen der einzelnen Stufen von bedeutender Signifikanz;
wenn eine von diesen nicht entspricht, werden die Effekte in der
vorliegenden Erfindung verschlechtert.
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A. Temperatur der Endbearbeitung
(des Finish)
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Die Endbearbeitungstemperatur ist
der Ar3-Punkt oder höher. Eine Endbearbeitungstemperatur
unter dem Ar3-Punkt verursacht das Wachstum
der Textur, was einen verringerten r-Wert bewirkt; daher ist der Ar3-Punkt die Untergrenze.
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B. Aufrolltemperatur
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Die Obergrenze der Aufrolltemperatur
ist im Hinblick auf die Säurebeizcharakteristika
650°C; allerdings
wird die Form der Rolle bei weniger als 200°C nicht stabilisiert; daher
ist es bevorzugt, daß die
Temperatur 200°C
oder mehr ist.
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C. Heizrate zum Glühen
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In Ausführungsform 1 ist die Heizrate
wichtig. In Ausführungsform
1 werden der Al-Gehalt und das B : N-Verhältnis so spezifiziert, daß die Präzipitation
von AlN bezüglich
der Rekristallisation verzögert
wird. Bei einer Heizrate von weniger als 1°C/s präzipitiert AlN leicht, außerdem präzipitiert
AlN in den nicht-rekristallisierten Bereichen vor Ende der Rekristallisation
und unterdrückt
die Rekristallisation und das Kristallkornwachstum partiell. Somit
enthält
die resultierende Textur gemischte Körner. Dementsprechend ist die
Untergrenze der Heizrate 1°C/s,
bevorzugter 10°C/s.
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D. Temperatur des Ausglühens
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Da bei einer Ausglühtemperatur
von weniger als 700°C
ein Weichwerden nicht in ausreichender Weise erreicht wird, ist
die Untergrenze der Ausglühtemperatur
700°C. Ein
Glühen
bei höher
als 900°C
verursacht die Bildung einer statistischen Textur während der
Stufe der Kaltwalzens; von daher ist es vorteilhaft, daß die Temperatur
900°C oder
weniger ist.
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Obgleich die Bramme-Erhitzungstemperatur
nicht spezifiziert ist, ist es im Hinblick auf die Walzbeladung
und die Endbehandlungstemperatur bevorzugt, daß die Temperatur 1050°C oder höher ist.
Ein Heißdirektwalzen
ohne Kühlung
der Stranggußbramme
kann ohne Problem angewendet werden. Die Vorteile der Ausführungsform
1 werden nicht verschlechtert, wenn während des Erhitzens ein Finish-Walzen
durchgeführt wird,
während
erhitzt wird und sie nach dem Grobwalzen bei dieser Temperatur gehalten
wird. Ein kontinuierliches Endwalzen von verbundenen Rohbarren nach
dem Vorwalzen wird keine Probleme verursachen. Die Vorteile von
Ausführungsform
1 verschlechtern sich nicht, wenn eine dünne Bramme verwendet wird.
Beim Kaltwalzen nach dem Säurebeizen
ist es im Hinblick auf die Verarbeitbarkeit und insbesondere im
Hinblick auf die Eigenschaften beim Tiefziehen bevorzugt, daß die Reduktionsrate
30 bis 90% ist. Obgleich die Bedingungen für ein Vergütungswalzen nicht beschränkt sind,
ist es bevorzugt, daß die
Reduktionsrate 2% oder weniger beträgt, da sich die Dehnung bei
einer Reduktionsrate von mehr als 2% deutlich verringert.
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Bei der Zusammensetzungskontrolle
des Stahls gemäß der Ausführungsform
1 kann entweder ein Konverter oder ein elektrischer Ofen verwendet
werden.
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Beispiel 1
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Jeder Stahl, der die in Tabelle 1
angegebenen chemischen Komponenten enthielt, wurde bei einer Temperatur
des Ar3-Punkts
oder darüber
heißgewalzt
und bei der in Tabelle 2 angegebenen Aufrolltemperatur aufgerollt.
Nach dem Säurebeizen
und Kaltwalzen wurde er kontinuierlich unter den in Tabelle 2 angegebenen Glühbedingungen
ausgeglüht
und einem Vergütungswalzen
mit einer Walzreduktionsrate von 1,2% unterzogen, um ein Blatt mit
einer Dicke von 0,7 mm herzustellen (Beispiele gemäß der vorliegenden
Erfindung Nr. 1 bis 4, 6 bis 9, 11 bis 14, 16 und 17 und Vergleichsbeispiele
Nr. 5, 10 und 15).
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Die Texturstabilität wurde
durch Texturbetrachtung unter Verwendung des Maximums der Korngröße beurteilt
(der Durchschnitt der oberen 10 Kristallkörner unter den Kristallkörnern, die
innerhalb des Bereichs der Blattdicke liegen, bei 1 mm Querschnittstextur).
Die Formbarkeit wurde durch die Zugeigenschaften unter Verwendung
eines JIS #5-Zugteststücks beurteilt.
Die Resultate der Beurteilung sind ebenfalls in Tabelle 2 angegeben.
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Tabelle 2 beweist, daß die Beispiele
Nr. 1 bis 4, 6 bis 9, 11 bis 14, 16 und 17 gemäß der vorliegenden Erfindung
eine ausgezeichnete Texturstabilität und ausgezeichnete Formbarkeit
haben.
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Dagegen zeigt Vergleichsbeispiel
Nr. 5 mit einem B : N-Verhältnis unterhalb
des erfindungsgemäßen Bereichs,
Nr. 10 mit einem Al-Gehalt über
dem Bereich der vorliegenden Erfindung und Nr. 15 mit einer Glühtemperatur
unter dem Bereich der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu den
Beispielen gemäß der vorliegenden
eine schlechtere Texturstabilität.
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Dementsprechend kann ein Stahlblatt,
das eine stabilisierte Textur hat, selbst durch ein Hochtemperaturglühen bei
700°C oder
höher erhalten
werden.
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BEISPIEL 2
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Jeder Stahl, der die in Tabelle 3
angegebenen Komponenten enthielt und der gerade hergestellt worden
war, wurde ohne Kühlen
bei einer Temperatur des Ar3-Punkts oder
höher heißgewalzt.
Nach Säurebeizen und
Kaltwalzen wurde er bei der in Tabelle 4 angegebenen Glühtemperatur
kontinuierlich ausgeglüht
und dann einem Vergütungswalzen
mit einer Walzreduktionsrate von 0,8% unterworfen, wobei ein Blatt
mit einer Dicke von 1,6 mm gebildet wurde (Beispiele gemäß Ausführungsform
1 Nr. 1 bis 4, 6 bis 9, 11 bis 14, 16 und 17 und Vergleichsbeispiele
Nr. 5, 10 und 15).
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Die Texturstabilität wurde
durch Texturbetrachtung unter Verwendung des Maximums der Korngröße beurteilt
(der Durchschnitt von zehn oberen Kristallkörnern unter Kristallkörnern, die
innerhalb des Bereichs der Blattdicke von 1 mm in der Querschnittstextur
liegen). Die Formbarkeit wurde durch die Zugeigenschaften unter
Verwendung eines JIS #5-Zugteststücks beurteilt. Die Resultate
der Beurteilung sind ebenfalls in Tabelle 4 angegeben.
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Tabelle 4 beweist, daß die Beispiele
Nr. 1 bis 4, 6 bis 9, 11 bis 14, 16 und 17 gemäß Ausführungsform 1 ausgezeichnete
Texturstabilität
und ausgezeichnete Formbarkeit haben.
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Dagegen zeigen Vergleichsbeispiel
Nr. 5 mit einem B : N-Verhältnis über dem
erfindungsgemäßen Bereich,
Nr. 10 mit einem Al-Gehalt über
dem erfindungsgemäßen Bereich
und Nr. 15 mit einer Glühtemperatur unterhalb
des erfindungsgemäßen Bereichs
im Vergleich zu den erfindungsgemäßen Beispielen eine schlechtere
Texturstabilität.
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Folglich kann ein Stahlblatt, das
eine stabilisierte Textur hat, sogar durch ein Hochtemperaturglühen bei
700°C oder
mehr erhalten werden.
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