DE3024303C2 - - Google Patents
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- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalztem
Bandstahl mit sehr guter Druckumformbarkeit und
Härtbarkeit beim Einbrennlackieren.
Infolge der jüngsten Entwicklung zur Verminderung des Gewichts
von Automobilen als Versuch zur Verbesserung der Fahrleistung
verlangt die Automobilindustrie die Herstellung der
Außen- und Innenbleche aus einem Bandstahl, der so dünn wie
möglich ist. Wenn die Außenbleche aus einem dünnen Bandstahl
gefertigt werden, muß dieser eine erhöhte Festigkeit gegen
Einbeulungen aufweisen, d. h. eine Festigkeit gegen bleibende
Verformungen, die auftreten, wenn mit einem Finger gegen das
Außenblech gedrückt wird, oder wenn es von einem aufprallenden
Kieselstein getroffen wird. Je höher die Streckgrenze des
Bandes ist, desto höher ist seine Festigkeit gegen Einbeulungen.
Da diese Art von Bandstahl einen hohen Grad von Druckumformung
erleidet, muß er bekanntermaßen ausreichende Druckumformbarkeit (Preßbarkeit)
aufweisen, um die Entstehung von Falten
und Rissen beim Druckumformen zu verhindern. Der Bandstahl soll
ausgezeichnete Form-Fixierbarkeit aufweisen, d. h. der Bandrohling
soll sich gut an die Druckformen anpassen und nach der
der Abnahme von den Formen nicht zurückspringen. Die Druckumformbarkeit
und Form-Fixierbarkeit drücken sich in Form eines hohen r-Wertes
(Lankford-Wert) und einer niedrigen Streckgrenze aus.
Ein kaltgewalzter Bandstahl soll zum Einsatz für diesen Zweck
deshalb einen hohen r-Wert und eine niedrige Streckgrenze
vor der Druckumformung aufweisen und er soll nach der Druckumformung
und dem Einbrennen der Farbe eine hohe Streckgrenze
besitzen.
Die Streckgrenze kann bis zu einem gewissen Ausmaß durch das
Druckumformen des Bandstahls erhöht werden, da dabei Spannungen
entstehen. Die auf diese Weise erzeugten Spannungen sind jedoch
nicht gleichmäßig über das Produkt verteilt. Es ist deshalb
nicht möglich, einen gleichmäßigen und ausreichenden
Anstieg der Streckgrenze allein durch Druckumformen im gesamten
Produkt zu erhalten. Die im Automobilbau verwendeten Bleche
werden meist mit einer Farbe beschichtet, die nach dem
Druckumformen eingebrannt wird. Dieses Einbrennen bedeutet ein Erwärmen
des Bandes auf etwa 140 bis 200°C für etwa 10 bis
30 min nach dem Druckumformen. (Dieser Vorgang ist gemeint,
wenn von "Einbrennen" oder "Einbrennlackieren" die Rede ist). Zur Herstellung eines
Bandstahls mit verbesserter Festigkeit gegen Einbeulungen
ist es deshalb erwünscht, daß die Streckgrenze im Verlauf
der genannten Wärmebehandlung ansteigt.
Aluminium-beruhigte Bandstähle, die nach herkömmlichen Verfahren
hergestellt und dabei kastengeglüht werden, besitzen
im allgemeinen einen hohen r-Wert und eine niedrige Streckgrenze
und weisen eine befriedigende Druckumformbarkeit und Form-Fixierbarkeit
auf. Sie besitzen jedoch keine Härtbarkeit beim
Einbrennlackieren und können deshalb keinen Beitrag zu den Versuchen
zur Verminderung des Gewichts von Automobilen leisten.
Andererseits können unberuhigte Bandstähle und Bandstähle,
die durchlaufgeglüht wurden, beim Einbrennlackieren gehärtet werden
und ergeben somit eine ausreichende Festigkeit gegen Einbeulungen
im fertigen Produkt. Da diese Bandstähle jedoch im allgemeinen
einen niedrigen r-Wert aufweisen und bei Raumtemperatur
der Alterung unterliegen, ist ihre Druckumformbarkeit nicht befriedigend.
Dies führt zur Entstehung von Rissen und Falten
oder von furchenartigen Oberflächenunebenheiten, die als
Kraftwirkungsfiguren bezeichnet werden, im Verlauf des Druckumformens.
Diese Art von Bandstahl ist deshalb für die Herstellung
von Außenblechen im Automobilbau nicht geeignet.
Die Erscheinung der Härtbarkeit beim Einbrennlackieren kann durch
die Alterungshärtung des Stahls infolge der Ausscheidung von
im Ferrit gelösten Kohlenstoff erklärt werden. Das Altern
des Stahls infolge der Ausscheidung von Kohlenstoff wurde
bereits intensiv untersucht; vgl. z. B. eine Anzahl von Aufsätzen
in "IRON & STEEL", Mai 1963, S. 186 bis 192, Juni 1963,
S. 326 bis 334, Juli 1963, S. 368 bis 374, August 1963,
S. 400 bis 405 und September 1963, S. 450 bis 457.
Möglicherweise kann das Spannungsaltern zur Verbesserung der
Festigkeit des Stahls ausgenützt werden. Im Fall von kaltgewalztem
Bandstahl für Automobilkarosserien muß jedoch das
Altern bei Raumtemperatur vermieden werden, da dieser ausreichende
Druckumformbarkeit, d. h. niedrige Festigkeit bei Raumtemperatur
aufweisen soll. Das Altern, das zu einem Anstieg der
Festigkeit führt, soll erst im Verlauf des Einbrennens vor
sich gehen, das ein Erwärmen des Bandstahls für eine bestimmte
Zeit auf eine höhere Temperatur umfaßt. Für diesen
Zweck ist es erforderlich, die Menge an Kohlenstoff in fester
Lösung genau zu steuern. Man war jedoch allgemein der Ansicht,
daß dies in einem praktischen Verfahren zur Herstellung von
kaltgewalztem Bandstahl nur unter Schwierigkeiten durchführbar
ist.
In der JP-OS 17 011/1975 ist ein kaltgewalzter Bandstahl für
Automobile beschrieben. In diesem Bandstahl wird jedoch
Stickstoff als ein Element zur Alterungshärtung verwendet,
wodurch eine große Neigung zur Alterung bei Raumtemperatur
entsteht. Ferner ist diese Art von Bandstahl verhältnismäßig
teuer und weist eine verhältnismäßig geringe Festigkeit auf,
da er Wolfram und/oder Molybdän enthält.
In der JP-OS 30 528/1976 ist ein kaltgewalzter Bandstahl
beschrieben. Dieser Bandstahl enthält jedoch Zirkonium
und besitzt geringe Festigkeit. Außerdem ist von Bedeutung,
daß bei diesem Stahl eine Alterungshärtung bei Raumtemperatur
auftritt.
Aus der US-PS 40 50 959 ist ein Verfahren zur Herstellung
von kaltgewalztem Bandstahl zur Verwendung im Automobilbau
bekannt. Dieser Bandstahl soll hohe Festigkeit, hohe Härtbarkeit
beim Einbrennlackieren und ausgezeichnete Alterungsbeständigkeit
aufweisen. Beim Verfahren gemäß der
US-PS 40 50 959 wird als Ausgangsmaterial ein Stahl verwendet,
der aus 0,02 bis 0,1% C, höchstens 2,0% Mn, 0,003 bis
0,02% N, 0,005 bis 0,023% S, Al in einer in Abhängigkeit
vom N-Anteil eingestellten Menge von höchstens 0,167%,
gegebenenfalls 0,03 bis 0,20% P, 0,02 bis 2,0% Si, 0,2 bis
1,5% Cu, 0,05 bis 0,20% V, 0,02 bis 0,20% Nb, Rest Eisen
und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. Dieser Stahl wird
warmgewalzt, dekapiert, anschließend in definierter Weise
bei einer Temperatur zwischen der Ac₁-Temperatur und 900°C
kontinuierlich geglüht und mit einem Wasserstrahl abgeschreckt.
Der Kern der Erfindung gemäß der US-PS 40 50 959 soll dabei
insbesondere in der Steuerung der Zusammensetzung des Stahls
sowie in der Steuerung des kontinuierlichen Glühens nach
dem Kaltwalzen liegen.
Kaltgewalzter Bandstahl der vorzugsweise zur Herstellung
von Außen- und Innenblechen für Automobilkarosserien
verwendet werden soll, soll in großer Menge hergestellt
werden und nur geringe Kosten verursachen. Außerdem soll der
Bandstahl für Automobile, wie bereits erwähnt, eine verbesserte
Druckumformbarkeit aufweisen und gleichzeitig soll er nicht
bei Raumtemperatur altern. Ein kaltgewalzter Bandstahl, der
all diesen Anforderungen genügt, ist bisher nicht bekannt.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur
Herstellung von kaltgewalztem Bandstahl, insbesondere zur Herstellung von Außen- und Innenblechen
für Automobilkarosserien mit verbesserter
Druckumformbarkeit und Härtbarkeit beim Einbrennlackieren zu schaffen,
der ein hohes Maß an
Festigkeit und Form-Fixierbarkeit aufweist und bei Raumtemperatur
nicht altert.
Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gelöst. Die Erfindung geht dabei von dem überraschenden Befund aus,
daß durch Einstellung der Stahlzusammensetzung und der Bedingungen
des Kastenglühens ein kaltgewalzter Bandstahl erhalten
werden kann, der bei Raumtemperatur nicht altert, aber eine
verbesserte Härtbarkeit beim Einbrennlackieren aufweist.
Durch geeignete Einstellung der Zusammensetzung des Stahls, insbesondere
im bezug auf den Gehalt an Kohlenstoff, Mangan und
Phosphor sowie gegebenenfalls Silicium, und durch geeignete
Einstellung der Bedingungen des Kastenglühens in Abhängigkeit
von der Zusammensetzung des Stahls, insbesondere vom Kohlenstoffgehalt,
kann eine geeignete Menge an Kohlenstoff leicht und
erfolgreich beim Abkühlen nach dem Kastenglühen in fester Lösung
gehalten werden, und dieser gelöste Kohlenstoff hat
die Wirkung, daß der Bandstahl bei Raumtemperatur nicht
altert und beim Einbrennen der Farbe härtbar ist.
Nach herkömmlichen Verfahren scheidet sich der Kohlenstoff,
der beim Erwärmen auf eine Temperatur von 600 bis
750°C im Kastenglühen in Lösung gegangen ist, beim Abkühlen
zum überwiegenden Teil in Form von Fe₃C aus. Man kann davon
ausgehen, daß die Menge an Kohlenstoff in fester Lösung bei
Raumtemperatur unter 1 T.p.M. liegt. Ein nach üblichen
Verfahren hergestellter aluminiumberuhigter Bandstahl altert
deshalb nicht bei Raumtemperatur und weist auch keine Härtbarkeit
beim Einbrennlackieren auf.
Im Gegensatz dazu wird im erfindungsgemäßen Verfahren der
Mangangehalt auf geringe und der Phosphorgehalt auf hohe
Werte begrenzt. Außerdem sind die Durchwärmtemperatur und
die Kühlbedingungen nach dem Glühen in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt
ganz genau festgelegt. Die Ausscheidung von
Fe₃C beim Kühlen wird deshalb im erfindungsgemäßen Verfahren
unterdrückt, so daß Kohlenstoff in einer Menge von 1 bis
15 T.p.M auch noch bei Raumtemperatur in fester Lösung verbleibt.
In solcher Menge gelöster Kohlenstoff bewirken, daß
der Bandstahl bei Raumtemperatur nicht altert und er macht
ihn außerdem härtbar beim Einbrennen. Solcher Stahl wird beim
Erwärmen auf eine zum Einbrennen übliche erhöhte Temperatur
gehärtet. Wenn der Bandstahl auf eine derart hohe Temperatur
erwärmt wird, seigert sich der Kohlenstoff entlang der Versetzungslinien
aus, die im Verlauf des Druckumformens entstanden
sind. Dies führt zu einer Erhöhung der Streckgrenze des
Produktes um etwa 20 bis 70 N/mm².
Die Erfindung wird nachstehend anhand der Zeichnung näher erläutert.
Es zeigt
Fig. 1 einen Ausschnitt aus dem Fe-C-Phasendiagramm und
die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt
und der Durchwärmtemperatur nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren,
Fig. 2 ein Spannung-Dehnungs-Schaubild, das die Art der
Bestimmung der Änderung der Streckgrenze Δ Y.P.)
zeigt,
Fig. 3 und 4 in graphischer Darstellung die Werte von
Δ Y.P. in Abhängigkeit vom Silicium- und vom Kohlenstoffgehalt,
Fig. 5 und 6 in graphischer Darstellung die Werte von
Δ Y.P. in Abhängigkeit vom Mangan- und Phosphorgehalt,
Fig. 7 in graphischer Darstellung die Werte von Δ Y.P.
in Abhängigkeit von den angegebenen Durchwärmtemperaturen,
Fig. 8 in graphischer Darstellung die Werte von Δ Y.P.
und der Streckgrenzen-Dehnung in Abhängigkeit von
verschiedenen Kühlgeschwindigkeiten beim Kastenglühen, und
Fig. 9 in graphischer Darstellung die in Beispiel 8
in Abhängigkeit von verschiedenen Durchwärmtemperaturen
beim Kastenglühen erhaltenen Werte.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung
von kaltgewalztem Bandstahl
zeichnet sich dadurch aus,
daß man einen Stahl mit einem Gehalt von
C0,003-0,150%,
Sihöchstens 1,50%, vorzugsweise höchstens 0,20%,
Mn0,03-0,25%,
P0,03-0,20%,
lösl. Al0,02-0,15%,
N0,002-0,015%,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen warmwalzt,
dekapiert, kaltwalzt, den erhaltenen Bandstahl in einen
Kastenglühofen führt, in welchem er durch Erwärmen auf eine
Temperatur rekristallisationsgeglüht wird, die niedriger ist
als 760°C, aber höher als die Rekristallisationstemperatur des
Stahls in dem Bereich der Stahlzusammensetzung, der aus dem
Ferrit-Einphasengebiet oder dem Ferrit-Austenit-Zweiphasengebiet
im binären Fe-C-Phasendiagramm besteht, danach den
Bandstahl im Temperaturbereich von 500 bis 200°C mit einer
durchschnittlichen Kühlgeschwindigkeit von 10 bis 250 K/h
abkühlt und schließlich kaltnachwalzt (dressiert).
In Fig. 1 bedeutet der schraffierte Bereich den aus dem
Ferrit-Einphasengebiet und dem Ferrit-Austenit-Zweiphasengebiet
bestehenden Bereich innerhalb des Temperaturbereichs
unter 760°C, aber über der Rekristallisationstemperatur für
die Stahlzusammensetzung.
In einer bevorzugten Ausführungsform wird der kaltgewalzte
Bandstahl bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,003 bis 0,020%
unter den vorstehend genannten Bedingungen kastengeglüht, dabei
jedoch auf 600 bis 760°C erwärmt und im Bereich von 400
bis 200°C mit einer durchschnittlichen Kühlgeschwindigkeit
von 10 bis 250 K/h abgekühlt.
In dieser Ausführungsform besteht der Stahl vorzugsweise
aus
C0,003-0,020%,
Si0,04-0,20%,
Mn0,03-0,20%,
P0,04-0,20%,
lösl. Al0,02-0,15%,
N0,002-0,015%,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
In einer anderen Ausführungsform wird der kaltgewalzte Bandstahl
bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,020 bis 0,150%
unter den vorstehend genannten Bedingungen kastengeglüht,
wobei er jedoch auf eine Temperatur von 720 bis 760°C erwärmt
und danach im Temperaturbereich von 500 bis 200°C
mit einer durchschnittlichen Kühlgeschwindigkeit von 25 bis
250 K/h abgekühlt wird.
In dieser Ausführungsform besteht der Stahl vorzugsweise aus
C0,020-0,150%,
Si0,04-0,20%,
Mn0,03-0,20%,
P0,04-0,20%,
lösl. Al0,02-0,15%,
N0,002-0,015%,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
In einer weiteren Ausführungsform enthält der Stahl ferner
mindestens eines der Elemente Nb in einer Menge von 0,003 bis
0,030% und V in einer Menge von 0,005 bis 0,030%, wobei
jedoch die Gesamtmenge dieser beiden Elemente höchstens
0,030% beträgt.
Bei dieser Ausführungsform wird der Bandstahl in dem
Kastenglühofen durch Erwärmen auf eine
Temperatur von 720 bis 760°C rekristallisationsgeglüht,
danach im Temperaturbereich von 500 bis 200°C
mit einer durchschnittlichen Kühlgeschwindigkeit von 25 bis
250 K/h abgekühlt und schließlich kaltnachgewalzt.
In dieser Ausführungsform besteht der Stahl vorzugsweise aus
C0,02-0,150%,
Si0,04-0,20%,
Mn0,03-0,20%,
P0,04-0,20%,
lösl. Al0,02-0,15%,
N0,002-0,015%,
mindestens einem der Elemente Nb in einer Menge von 0,003
bis 0,030% und V in einer Menge von 0,005 bis 0,030%, wobei
jedoch die Gesamtmenge dieser beiden Elemente höchstens
0,030% beträgt,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Im allgemeinen lösen sich 100 bis 200 T.p.M. Kohlenstoff
im Verlauf des Durchwärmens beim Rekristallisationsglühen.
Der größte Teil dieses gelösten Kohlenstoffs scheidet sich
im Verlauf des Abkühlens in Form von Fe₃C wieder aus. Im erfindungsgemäßen
Verfahren wird die Kühlgeschwindigkeit im
Temperaturbereich ausgehend von 500°C (oder 400°C) bis 200°C
derart gesteuert, daß eine ausreichende Menge an Kohlenstoff
bei Raumtemperatur in fester Lösung gehalten wird. Die Ausscheidung
des Kohlenstoffs erfolgt kontinuierlich im Verlauf
des Abkühlens von der Durchwärmtemperatur (maximale Erwärmungstemperatur)
bis 200°C. Es wurde jedoch festgestellt, daß im erfindungsgemäßen
Verfahren die Steuerung der Kühlgeschwindigkeit
im Temperaturbereich von 500°C (oder 400°C) bis 200°C
ausreicht, um die Menge an Kohlenstoff, die bei Raumtemperatur
nach dem Kühlen noch gelöst ist, zu steuern.
Wenn die Kühlgeschwindigkeit im vorstehend bezeichneten Temperaturbereich
höher ist als 250 K/h, verbleibt viel Kohlenstoff
in fester Lösung. Da der derart gelöste Kohlenstoff
unstabil ist, scheidet er sich sehr leicht aus und verursacht
eine Alterung bei Raumtemperatur. Infolgedessen ist eine
Kühlgeschwindigkeit über 250 K/h unerwünscht. Wenn die
Kühlgeschwindigkeit andererseits geringer ist als 10 K/h,
wird die Ausscheidung des Kohlenstoffs im Verlauf des Abkühlens
nahezu vollständig, sogar wenn die Stahlzusammensetzung
und die Durchwärmtemperatur erfindungsgemäß gesteuert
werden. Da dann keine nennenswerte Menge an Kohlenstoff nach
dem Abkühlen in fester Lösung gehalten werden kann, weist
der erhaltene Stahl keine Härtbarkeit beim Einbrennlackieren auf.
In einer bevorzugten Ausführungsform hängt die Untergrenze
der Kühlgeschwindigkeit vom Kohlenstoffgehalt ab. Vorzugsweise
liegt die Untergrenze bei 10 K/h bei einem Stahl, der
höchstens 0,02% Kohlenstoff enthält und bei 25 K/h bei
einem Stahl, der mehr als 0,02% Kohlenstoff enthält. Im
letzteren Fall (Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt) geht
die Ausscheidung des Kohlenstoffs von massivem Fe₃C aus, das
als Keim für die Ausscheidung wirkt und an den Kristallkorngrenzen
konzentriert ist. Die Kühlgeschwindigkeit soll deshalb
höher sein als die Geschwindigkeit, mit der Kohlenstoffatome
innerhalb der Kristallkörner an die Korngrenzen diffundieren.
Für den Zweck der Erfindung ist deshalb in diesem Fall
eine Kühlgeschwindigkeit über 25 K/h erwünscht. Im
ersteren Fall (Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt) entsteht
infolge des niedrigen Kohlenstoffgehalts Fe₃C als Keim für
die Ausscheidung nicht in nennenswerter Menge. Deshalb muß
sich der gelöste Kohlenstoff selbst in Form von Fe₃C ausscheiden.
Die Ausscheidung von Fe₃C in dieser Weise erfordert
eine gewisse Energie. Dies bedeutet, daß die Ausscheidung
von Kohlenstoff in diesem Fall langsam vor sich geht und bereits
durch eine niedrige Kühlgeschwindigkeit von 10 K/h
nennenswert beeinflußt wird. Dies führt dazu, daß eine entsprechende
Menge an Kohlenstoff stabil in fester Lösung verbleibt.
Nachstehend wird die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt
des Stahls und den Kastenglühbedingungen im erfindungsgemäßen
Verfahren im einzelnen erläutert.
In diesem Fall ist die maximale Durchwärmtemperatur höher als
die Rekristallisations-Durchwärmtemperatur. Vorzugsweise ist
sie höher als 600°C, so daß eine gründliche Rekristallisation
stattfinden kann und soviel Kohlenstoff wie möglich gelöst
wird.
Bei einer Kühlgeschwindigkeit unter 10 K/h wird keine ausreichende
Menge an Kohlenstoff bei Raumtemperatur in fester
Lösung gehalten. Wenn dagegen die Kühlgeschwindigkeit höher
als 250 K/h ist, dann liegt bei Raumtemperatur sehr viel
Kohlenstoff in fester Lösung vor.
Die vorstehend genannte Kühlgeschwindigkeit ist vorzugsweise
als durchschnittliche Kühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich
von 400 bis 200°C definiert und gesteuert. Der Grund dafür
liegt, wie vorstehend erwähnt, darin, daß die Kühlgeschwindigkeit
in diesem Temperaturbereich einen großen Einfluß
auf die Ausscheidung von Fe₃C hat, die wiederum eng mit
der Menge an bei Raumtemperatur in fester Lösung befindlichem
Kohlenstoff verbunden ist.
In diesem Fall wird die Durchwärmtemperatur beim Kastenglühen
auf einen Punkt innerhalb des (α+γ)-Zweiphasengebietes im
Fe-C-Phasendiagramm (vgl. Fig. 1) angehoben, so daß sich
der größte Teil des Kohlenstoffs im Stahl in der γ-Phase
(Austenit) lösen kann, die während des Durchwärmens entsteht.
Dadurch wird verhindert, daß feinteiliges Fe₃C (Zementit)-Teilchen
innerhalb der Ferritkörner vorhanden sind. Wenn der
Stahl nach und nach aus diesem metallographischen Zustand abgekühlt
wird, erfolgt keine starke Ausscheidung des gelösten
Kohlenstoffs (etwa 0,02%). Dies hat zur Folge, daß eine geeignete
Menge an Kohlenstoff bei Raumtemperatur in fester Lösung
verbleibt. Als Folge davon besitzt der Stahl die Eigenschaft
der Härtbarkeit beim Einbrennlackieren.
Die Durchwärmtemperatur beim Kastenglühen beträgt 720 bis
760°C in dem (α+γ)-Zweiphasengebiet. Wenn die Durchwärmtemperatur
niedriger ist als 720°C, entsteht die γ-Phase
nicht. Dadurch wird die Anwesenheit einer großen Menge von
feinteiligem Fe₃C in den Kristallkörnern nach dem Kühlen des
kaltgewalzten Bandstahls möglich. Der im Verlauf des Durchwärmens
gelöste Kohlenstoff wird deshalb vollständig im Verlauf
des Abkühlens ausgeschieden und es ergibt sich keine
Härtbarkeit beim Einbrennlackieren. Wenn die Durchwärmtemperatur
andererseits höher als 760°C ist, nimmt die Konzentration des
Kohlenstoffs in der γ-Phase ab, da deren Volumen mit dem
Anstieg der Temperatur zunimmt. Dies führt zu einer Neigung
zur Ausscheidung von Perlit (lamellare Aggregate von Ferrit
und Zementit). Es ist dann sehr schwierig, massives Fe₃C zu
erhalten. Infolgedessen scheidet sich der Kohlenstoff im Verlauf
des Abkühlens leicht aus. Dies ist für die Härtbarkeit
beim Einbrennen nicht erwünscht.
Die Kühlgeschwindigkeit wird auch zum Zweck einer möglichst
günstigen Einstellung der Menge von Kohlenstoff gesteuert,
die nach dem Glühen bei Raumtemperatur in fester Lösung gehalten
wird. Wenn die Kühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich
von 500 bis 200°C niedriger als 25 K/h ist, dann wandert
der Kohlenstoff und scheidet sich in der Umgebung der Fe₃C-Teilchen
an den Korngrenzen aus, und zwar sogar dann, wenn
innerhalb der Körner keine Fe₃C-Teilchen vorhanden sind. Dies
führt zu einer Abnahme der Menge an gelöstem Kohlenstoff.
Wenn die Kühlgeschwindigkeit dagegen größer als 250 K/h
ist, dann erfolgt das Abkühlen zu schnell und der gelöste
Kohlenstoff kann nicht ausfallen. In diesem Fall bleibt dann
zuviel Kohlenstoff unvermeidbar bei Raumtemperatur gelöst,
was zum Altern bei Raumtemperatur führt.
Der Temperaturbereich, in dem die Kühlgeschwindigkeit im
erfindungsgemäßen Verfahren festgelegt ist, ist der Bereich
von 500 bis 200°C. Der Grund für diese Festlegung liegt
darin, daß die Ausscheidung von Kohlenstoff in diesem Temperaturbereich
besonders stark erfolgt.
In den beiden vorstehend beschriebenen Fälle (1) und (2)
wird der Bandstahl nach dem Glühen mit einer Dickenverminderung
von 0,5 bis 2,0% kaltnachgewalzt, um die Entstehung
einer Streckgrenzen-Dehnung (Y.P.E.) im Verlauf des Druckumformens
zu verhindern.
Nachstehend werden die Gründe für die Festlegung der Zusammensetzung
des Stahls im erfindungsgemäßen Verfahren erläutert.
Der Kohlenstoffgehalt des Stahls im erfindungsgemäßen Verfahren
ist auf 0,003 bis 0,150% festgelegt. Wenn der Kohlenstoffgehalt
geringer als 0,003% ist, wird viel Phosphor an
den Kristall-Korngrenzen ausgeseigert, was manchmal zu Sprödbruch
im Stahl führt. Wenn andererseits der Kohlenstoffgehalt
größer als 0,150% ist, scheidet sich soviel massives Fe₃C
ab, daß keine ausreichende Menge an Kohlenstoff bei Raumtemperatur
in fester Lösung gehalten werden kann. Härtbarkeit
beim Einbrennlackieren kann dann nicht in einem Maß erhalten werden,
wie es für den Zweck der Erfindung erforderlich ist.
Silicium bewirkt eine Unterdrückung der Ausscheidung von Fe₃C
im Verlauf des Abkühlens. Der Zusatz von Silicium erhöht die
Menge an in fester Lösung befindlichem Kohlenstoff. Diese Wirkung
ist um so größer, je höher der Siliciumgehalt ist. Wenn
der Siliciumgehalt jedoch über 0,2% ansteigt, werden die
Oberflächeneigenschaften des erhaltenen Bandstahls verschlechtert
und es tritt eine ungleichmäßige Färbung auf. Da verbesserte
Oberflächeneigenschaften bei Bandstahl, der zur Herstellung
von Innenblechen bei Automobilen verwendet wird,
nicht erforderlich ist, kann der Bandstahl bei dieser Verwendung
weniger als 1,50% Silicium enthalten. Wenn die jeweiligen
Gehalte an C, Mn und P genau eingestellt werden, ist
ein Zusatz von Si nicht in allen Fällen notwendig. Vorzugsweise
enthält der Stahl jedoch Silicium in einer Menge von
mindestens 0,04%, um eine verbesserte Härtbarkeit beim Einbrennlackieren
zu erreichen.
Der Zusatz von Mangan beschleunigt die Ausscheidung von Fe₃C
im Verlauf des Abkühlens und vermindert auch die Menge des
nach dem Glühen in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffs.
Der Mangangehalt ist erfindungsgemäß auf höchstens 0,25%
begrenzt. Vorzugsweise beträgt der Mangangehalt höchstens
0,20%. Bei einem höheren Mangangehalt als 0,25% kann keine
befriedigende Härtbarkeit beim Einbrennlackieren erhalten werden.
Wenn der Mangangehalt andererseits geringer als 0,03% ist,
tritt in Gegenwart von Schwefel Rotfaulbrüchigkeit auf. Bevorzugt
ist ein Mangangehalt in einer Menge von 0,03 bis
0,20%.
Da Silicium eine Verbesserung der Härtbarkeit beim Einbrennlackieren
bewirkt, ist in dieser Beziehung
ein Stahl mit geringem Mangan- und hohem Siliciumgehalt
zur Erzielung einer bemerkenswert hohen Härtbarkeit beim
Einbrennlackieren bevorzugt.
Phosphor wird dem Stahl erfindungsgemäß als wesentliches
Element zugesetzt. Der Zusatz von Phosphor ist wichtig, da
er sowohl zu einer Verbesserung der Eigenschaft des Nichtalterns
als auch der Härtbarkeit beim Einbrennlackieren führt. In
Abwesenheit von Phosphor verursacht gelöster Kohlenstoff
sogar in geringer Menge ein Altern bei Raumtemperatur. Dies
ist darauf zurückzuführen, daß der Kohlenstoff entlang der
Versetzungslinien ausgeseigert wird, die im Verlauf des
Kaltnachwalzens entstehen. Wenn Phosphor zugesetzt wird,
wird ein das Phosphoratom umgebendes Gitter ausgebildet und
die Kohlenstoffatome werden in diesem Bereich festgehalten.
Die festgehaltenen Kohlenstoffatome sind metastabil und
seigern deshalb nicht bei Raumtemperatur längs der Versetzungslinien
aus, auch nicht nach dem Kaltnachwalzen. Dadurch altert
der Stahl bei Raumtemperatur nicht. Die von
Phosphoratomen festgehaltenen Kohlenstoffatome verlassen jedoch
beim Erwärmen auf eine Temperatur von 170°C leicht diese
Plätze, um längs der Versetzungslinien auszuseigern. Dies
führt zur Alterung, d. h. Härtbarkeit beim Einbrennlackieren. Ein
Zusatz von mindestens 0,03% Phosphor ist deshalb zum Zweck
der Erfindung erforderlich. Jedoch verschlechtert ein Zusatz
von Phosphor in einer Menge von mehr als 0,20% die Punktschweißbarkeit.
Erfindungsgemäß ist der Phosphorgehalt deshalb
auf 0,03 bis 0,20% begrenzt. Bevorzugt wird Phosphor in einer
Menge von mindestens 0,04% zugesetzt.
Der Zusatz von löslichem Aluminium in einer Menge von mindestens
0,02% ist aus folgenden zwei Gründen erforderlich.
Einer der Gründe ist, daß lösliches Aluminium im Stahl Stickstoff
als AlN bindet und dadurch das Altern bei
Raumtemperatur unterdrückt wird. Der zweite Grund besteht
darin, daß die Anwesenheit von löslichem Aluminium gleichzeitig
die Rekristallisation des kaltgewalzten Gefüges und die
Ausscheidung von AlN im Verlauf des Erwärmens beim Glühen
verursacht, wodurch ein kaltgewalzter Bandstahl mit einem
hohen r-Wert und damit verbesserter Preßbarkeit erhalten wird.
Der Gehalt an löslichem Aluminium ist auf 0,02 bis 0,15% begrenzt.
Die Anwesenheit von löslichem Aluminium in einer Menge
über 0,15% bringt keine weitere nennenswerte Verbesserung
und erhöht die Herstellungskosten des Stahls.
Der Stickstoffgehalt ist auf 0,002 bis 0,015% begrenzt. Bei
einem Stickstoffgehalt unter 0,002% kann die synergistische
Wirkung des löslichen Aluminiums und des Stickstoffs nicht
erhalten werden. Bei einem Stickstoffgehalt über 0,015%
wird dagegen keine befriedigende Dehnung erreicht.
Das Glühen nach dem Kaltwalzen wird vorzugsweise als Kastenglühen
durchgeführt. Das Kastenglühen bewirkt eine Verbesserung
der Rekristallisationstextur infolge des damit verbundenen
langsamen Erwärmens und bewirkt ferner, daß eine
geeignete Menge an Kohlenstoff bei Raumtemperatur in fester
Lösung gehalten wird, da es mit einem langsamen Abkühlen
verbunden ist. Der kaltgewalzte Bandstahl kann als offene
Spule oder aufgewickelt geglüht werden. Eine entkohlende
Atmosphäre kann den Kohlenstoffgehalt des zu behandelnden
Stahls vermindern, d. h. der Kohlenstoffgehalt des Stahls kann
auf höchstens 0,003% vermindert werden, insbesondere im
Fall des kaltgewalzten Bandstahls mit niedrigem Kohlenstoffgehalt,
der erfindungsgemäß verwendet wird. Dies führt zu
Sprödbruch im Stahl infolge der Ausseigerung von Phosphor
längs der Korngrenzen. Vorzugsweise wird das Glühen deshalb
in einer nicht entkohlenden Atmosphäre durchgeführt.
Wie vorstehend beschrieben, kann nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren unter Verwendung der genannten Stahlzusammensetzung
ein kaltgewalzter Bandstahl mit einer Streckgrenze von etwa 250 bis
400 N/mm² nach dem Einbrennen erhalten werden. Da diese Art
von Stahl keine teueren Zusätze enthält, ist der erfindungsgemäß
erhaltene Bandstahl auch vom ökonomischen Standpunkt
aus vorteilhaft.
Falls eine weitere Verbesserung der Festigkeit gewünscht wird,
können dem Stahl einige zusätzliche Elemente einverleibt
werden, auch wenn deren Zusatz den Stahl teuerer macht. In
einer weiteren Ausführungsform der Erfindung kann ein Stahl
mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,020 bis 0,150% noch folgende
Elemente enthalten: Nb in einer Menge von 0,003 bis
0,030% und V in einer Menge von 0,005 bis 0,030%.
Der erfindungsgemäß hergestellte Bandstahl kann mindestens eines dieser
zusätzlichen Elemente erhalten. Der Gesamtgehalt der beiden
Elemente beträgt jedoch höchstens 0,030%. Das Herstellungsverfahren,
das bei dem Stahl, der mindestens eines der
Elemente Nb und V enthält, angewendet wird, ist vorzugsweise
das gleiche, das bei dem Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt
von 0,020 bis 0,150% benutzt wird. Nach dieser Ausführungsform
der Erfindung kann ein kaltgewalzter Bandstahl mit hoher
Festigkeit und einer Streckgrenze von etwa 300 bis 500 N/mm²
nach dem Einbrennen erhalten werden.
Die Verbesserung der Festigkeit des Stahls durch den Zusatz
von Nb und V wurde versucht, da bekannt ist, daß diese Elemente
eine Ausscheidungsverfestigung und eine Feinkorn-Verfestigung
bewirken. Kaltgewalzter Stahl mit erhöhter Festigkeit
infolge von Ausscheidungshärtung weist jedoch unvermeidlich
geringe Dehnung und einen niedrigen r-Wert auf, und
besitzt demnach nur geringe Druckumformbarkeit. Man mußte deshalb
annehmen, daß der Zusatz von Nb und V für den Zweck der Herstellung
eines Bandstahls mit verbesserter Festigkeit sowie
verbesserter Druckumformbarkeit ungünstig ist.
Bei der Anwendung einer besonderen Zusammensetzung des Stahls
und bestimmter Glühbedingungen im erfindungsgemäßen Verfahren
wurde jedoch festgestellt, daß die Herstellung von kaltgewalztem
Bandstahl mit einer Zugfestigkeit über 400 N/mm² und
befriedigender Preßbarkeit und Form-Fixierbarkeit auch bei
Zusatz von Nb und/oder V möglich ist. Außerdem zeigt der dabei
erhaltene Bandstahl auch bemerkenswerte Härtbarkeit beim
Einbrennlackieren. Durch die Festlegung der jeweiligen Gehalte an
C, Mn, P, Si und löslichem Aluminium sowie durch die Glühbedingungen
ist es nämlich möglich, nur die Feinkorn-Verfestigungseigenschaften
auszunutzen, die der Zusatz von Nb
(oder V) mit sich bringt, ohne daß die Dehnung und der r-Wert
in irgendeiner Weise ungünstig beeinflußt werden.
Wenn ein Bandstahl, der Nb und/oder V enthält, in üblicher
Weise bei einer Temperatur von 630 bis 700°C kastengeglüht
wird, scheiden sich Fe₃C, NbC, NbN, VC und VN in feinen Teilchen
aus, was zu geringerer Dehnung und im wesentlichen
keiner Härtbarkeit beim Einbrennlackieren führt. Wenn das Kastenglühen
jedoch bei einer Temperatur über 720°C durchgeführt
wird, werden diese Ausscheidungen grobkörnig und die Härtbarkeit
beim Einbrennlackieren und die Dehnung werden verbessert.
Wird das Kastenglühen andererseits bei einer Temperatur oberhalb
von 760°C durchgeführt, dann werden die Fe₃C-Körner
zu groß und vermindern dadurch die Härtbarkeit beim Einbrennlackieren.
Wie vorstehend beschrieben, muß der erwärmte Bandstahl
mit mäßiger Geschwindigkeit abgekühlt werden, um eine geeignete
Menge an Kohlenstoff bei Raumtemperatur in fester Lösung
zu halten, der während des Preßformens ohne Ausscheidung
verbleibt, jedoch beim Einbrennen ausgeschieden wird, und damit
die Härtung verursacht. Die Kühlgeschwindigkeit für diesen
Zweck liegt, wie vorstehend beschrieben, bei 25 bis
250 K/h im Temperaturbereich von 500 bis 200°C.
Silicium kann dem Stahl, der Nb und/oder V enthält, zur Verbesserung
seiner Härtbarkeit beim Einbrennen und seiner
Festigkeit zugesetzt werden. Wird jedoch Silicium in einer
Menge von mehr als 0,2% zugesetzt, dann werden die Oberflächeneigenschaften
des erhaltenen Bandstahls in gewissem Maße
verschlechtert und es erscheint eine ungleichmäßige Färbung.
Da verbesserte Oberflächeneigenschaften bei der Verwendung
des Stahls zur Herstellung von Innenblechen bei Automobilen
nicht erforderlich sind, kann der Bandstahl bei solchem Anwendungszweck
bis zu 1,50% Si enthalten.
Die Beispiele erläutern die Erfindung.
Es werden Stähle mit der nachstehend angegebenen Zusammensetzung
hergestellt, warmgewalzt, dekapiert, kaltgewalzt,
kastengeglüht und kaltnachgewalzt.
C0,001-0,050%,
Si0,01-0,20%,
Mn0,10-0,20%,
P0,04-0,07%,
lösl. Al0,03-0,06%,
N0,006-0,009%,
Die Endtemperatur des Warmwalzens beträgt 850°C und die
Aufwickeltemperatur 580°C. Die Dickenverminderung beim
Kaltwalzen wird von 2,8 auf 0,8 mm (71%) durchgeführt. Die
Glühbedingungen umfassen ein Aufheizen mit einer Geschwindigkeit
von 50 K/h, Durchwärmen bei 700°C oder 740°C für 5 h
und Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von
50 K/h. Die Dehnung beim Kaltnachwalzen beträgt 1,2%.
Prüfstücke entsprechend der Norm JIS Nr. 5 werden aus jedem
der erhaltenen Bandstähle geschnitten. Zunächst werden die
Prüfstücke auf eine bleibende Dehnung von 2% gedehnt. Die
Fließspannung A der Prüfstücke wird aus dem Ergebnis dieser
Zugfestigkeitsprüfung gemäß Fig. 2 bestimmt. Danach werden
die Prüfstücke entlastet und anschließend 20 min bei
einer Temperatur von 170°C unter Bedingungen wärmebehandelt,
die denjenigen beim Einbrennlackieren entsprechen. Nach dieser Wärmebehandlung
werden die Prüfstücke erneut der Zugfestigkeitsprüfung
unterworfen und die Streckspannung B wird gemäß
Fig. 2 bestimmt. Die errechnete Differenz (Δ Y.P.=B-A)
wird als der Betrag der Härtung infolge des Einbrennlackierens ermittelt.
Die Ergebnisse einer Reihe solcher Prüfungen sind in den Fig. 3
und 4 zusammengefaßt, in denen die Beziehungen zwischen
dem prozentualen Kohlenstoff- und Siliciumgehalt und
dem Wert für Δ Y.P. dargestellt sind. Die Durchwärmtemperatur
beträgt 700°C in Fig. 3 und 740°C in Fig. 4.
Fig. 3 zeigt, daß alle Stahlproben, deren Zusammensetzung
in den erfindungsgemäß definierten Bereich fallen (C : 0,003
bis 0,020%; Si höchstens 0,20%) ein Δ Y.P. über 20 N/mm²
aufweisen. Insbesondere besitzen die Proben mit einem Gehalt
von höchstens 0,04% Si ein Δ Y.P. über 40 N/mm².
In Fig. 4 ist zu erkennen, daß sogar die Stähle mit einem
Gehalt von mehr als 0,020% C ein Δ Y.P. über 20 N/mm² aufweisen.
Zur Bestimmung des Alterns bei Raumtemperatur wird der
Bandstahl nach dem Kaltnachwalzen durch dreitägiges Erwärmen
auf 50°C einer beschleunigten Alterungsbehandlung unterzogen.
Sodann werden die der Streckgrenze entsprechenden Dehnungen
in der Zugfestigkeitsprüfung an den derart gealterten Bandstählen
bestimmt. Die Werte für die Zuggrenzen-Dehnungen liegen alle
unter 0,5%. Dies zeigt an, daß der Bandstahl der Erfindung
bei Raumtemperatur nicht altert.
Beispiel 1 wird mit der Änderung wiederholt, daß der Stahl
folgende Zusammensetzung aufweist:
C0,005-0,020%,
Si0,04-0,08%
S0,008-0,015%
lösl. Al0,03-0,06%,
N0,006-0,009%
Mn0,02-0,50%
P0,007-0,10%.
In diesem Beispiel beträgt die Durchwärmtemperatur beim
Kastenglühen 700°C.
Die quantitativen Ergebnisse der Härtung infolge des Einbrennens
Δ Y.P. sind in Fig. 5 in Beziehung zum prozentualen
Phosphor- und Mangangehalt zusammenfaßt. Fig. 5
zeigt, daß der Bandstahl, dessen Zusammensetzung in den erfindungsgemäß
definierten Bereich fällt, stets ein Δ Y.P.
von mindestens 20 N/mm² aufweist. Die Werte Δ Y.P. liegen
immer über 40 N/mm² bei einem Phosphorgehalt über 0,04%
und einem Mangangehalt unter 0,20%.
Beispiel 1 wird mit der Änderung wiederholt, daß der Stahl
folgende Zusammensetzung aufweist:
C0,04-0,06%,
Si0,02-0,08%
S0,006-0,018%
lösl. Al0,03-0,06%,
N0,004-0,009%
Mn0,04-0,50%
P0,006-0,10%.
Die Durchwärmtemperatur beim Kastenglühen beträgt in diesem
Beispiel 740°C. Die Ergebnisse sind in Fig. 6 zusammengefaßt.
Fig. 6 zeigt, daß Bandstahl mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung
stets ein Δ Y.P. über 20 N/mm² aufweist. In
den Fällen mit einem Phosphorgehalt über 0,04% und einem
Mangangehalt unter 0,20% beträgt Δ Y.P. stets mehr als
40 N/mm².
Es werden Stahlschmelzen mit der in nachstehender Tabelle I
aufgeführten Zusammensetzung in einem Konverter hergestellt.
Die erhaltenen Stähle werden warmgewalzt, dekapiert,
kaltgewalzt, kastengeglüht und kaltnachgewalzt.
Die Endtemperatur des Warmwalzens beträgt 900 bis 850°C und
die Aufwickeltemperatur 600 bis 550°C. Die Dickenverminderung
beim Kaltwalzen wird von 3,2 mm auf 0,8 mm (75%) durchgeführt.
Die Glühbedingungen umfassen ein Aufheizen mit einer
Geschwindigkeit von 50 K/h, Durchwärmen für 5 h bei
einer Temperatur von 630 bis 800°C und Abkühlen im Temperaturbereich
von 500 bis 200°C mit einer durchschnittlichen Geschwindigkeit
von 100 K/h und im Temperaturbereich von
200°C auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 40 K/h.
Die Dehnung beim Kaltnachwalzen beträgt 1,0%.
Aus jedem der erhaltenen Bandstähle werden Prüfstücke gemäß
JIS Nr. 5 geschnitten. An jedem Prüfstück wird Δ Y.P. gemäß
Beispiel 1 bestimmt.
Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen der Durchwärmtemperatur
und Δ Y.P. für jeden der Stähle A, B, C und D. Aus Fig. 7
ist ersichtlich, daß der Stahl A mit einem Mangangehalt von
0,35% und der Stahl B mit einem Phosphorgehalt von 0,011%
Werte für Δ Y.P. ergeben, die 20 N/mm² nicht erreichen. Von
den Stählen, die geeignete Mengen an Phosphor und Mangan enthalten,
ergibt Stahl C mit einer verhältnismäßig großen Menge
an Kohlenstoff (0,06% C) einen Wert für Δ Y.P., der über
20 N/mm² liegt im Fall einer Durchwärmtemperatur über 720°C.
Stahl D, der eine verhältnismäßig geringe Menge an Kohlenstoff
(0,009% C) enthält, besitzt eine bemerkenswert verbesserte
Härtbarkeit beim Einbrennen, die sich als Wert für
Δ Y.P. über 30 N/mm² bei einer Durchwärmtemperatur über
630°C ausdrückt.
Die Herstellung der Stähle C und D in Tabelle I wird gemäß
Beispiel 4 wiederholt. Glühen und Kaltnachwalzen wird jedoch
unter folgenden Bedingungen durchgeführt. Die Bandstähle
werden zunächst mit einer Geschwindigkeit von 50 K/h
erhitzt, danach für 5 h bei 740°C durchgewärmt und anschließend
im Temperaturbereich von 500 bis 200°C mit einer
Kühlgeschwindigkeit abgekühlt, die von 6 K/h bis zum Abkühlen
an der Luft schwankt. Nach dem Kaltnachwalzen mit
einer Dickenverminderung von 1% werden die Bandstähle einen
Monat bei Raumtemperatur belassen. Danach wird die Streckgrenzen-Dehnung
und Δ Y.P. gemäß Beispiel 1 durch die Zugfestigkeitsprüfung
bestimmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 8
zusammengefaßt.
Die Werte in Fig. 8 zeigen, daß beim Abkühlen im Temperaturbereich
von 500 bis 200°C bei einer Geschwindigkeit von
25 bis 250 K/h der Stahl mit einer verhältnismäßig großen
Menge Kohlenstoff (mehr als 0,020% C) keine Streckgrenzen-Dehnung
und auch kein Altern bei Raumtemperatur aufweist.
Wenn das Abkühlen im Temperaturbereich von 500 bis 200°C mit
einer Geschwindigkeit von 10 bis 250 K/h durchgeführt
wird, zeigt der Stahl mit einer verhältnismäßig geringen
Menge Kohlenstoff (weniger als 0,020% C) keine Streckgrenzen-Dehnung
und auch kein Altern bei Raumtemperatur. Da außerdem
der Wert für Δ Y.P. über 20 N/mm² liegt, werden Bandstähle
mit verbesserter Beständigkeit gegen Einbeulungen
nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten.
In einem Konverter werden Stahlschmelzen mit der in Tabelle
II angegebenen Zusammensetzung hergestellt. Die erhaltenen
Stähle E bis J werden kontinuierlich zu Brammen stranggegossen.
Der Stahl K wird durch Kokillenguß zu einer Bramme
gegossen. Sodann werden die erhaltenen Brammen auf 1200 bis
1250°C erhitzt und mit einer Endtemperatur von 820 bis 880°C
auf eine Dicke von 2,8 mm warmgewalzt. Die Aufwickeltemperatur
beträgt 580 bis 600°C. Nach dem Dekapieren werden die
Bänder auf eine Dicke von 0,7 mm kaltgewalzt. Die kaltgewalzten
Bandstähle E und F werden sodann in offener Spule kastengeglüht
und die kaltgewalzten Bandstähle G bis K werden in
aufgewickeltem Zustand kastengeglüht.
Die Glühbedingungen der offenen Spule umfassen ein Aufheizen
mit einer Geschwindigkeit von 70 K/h, Durchwärmen für 4 h
den bei einer Temperatur von 720°C und Abkühlen im Temperaturbereich
von 720 bis 400°C mit einer Geschwindigkeit
von 80 K/h und im Temperaturbereich von 400 bis 200°C
mit einer Geschwindigkeit von 40 K/h. Andererseits umfassen
die Glühbedingungen bei der aufgewickelten Spule ein Aufheizen
mit einer Geschwindigkeit von 40 K/h, Durchwärmen für
20 h bei einer Temperatur von 680°C und Abkühlen im
Temperaturbereich von 680 bis 400°C mit einer Geschwindigkeit
von 60 K/h und im Temperaturbereich von 400 bis 200°C
mit einer Geschwindigkeit von 20 K/h. In beiden Fällen besteht
die Glühatmosphäre hauptsächlich aus 8% H₂, Rest N₂;
sie ist nicht entkohlend.
Nach dem Glühen wird der Bandstahl mit einer Dehnung von 1,2%
kaltnachgewalzt.
Aus den erhaltenen Bandstählen werden Prüfstücke gemäß
JIS Nr. 5 geschnitten und in drei Richtungen der Zugfestigkeitsprüfung
unterzogen. Die Werte für Δ Y.P. werden gemäß
Beispiel 1 bestimmt. Die Alterungshärtung bei Raumtemperatur
wird in Form des Ausmaßes der Streckgrenzen-Dehnung der Proben
bestimmt, die 3 Tage einer beschleunigten Alterung bei
einer Temperatur von 50°C unterzogen wurden. Die Ergebnisse
sind in Tabelle III zusammengefaßt.
Die Werte in Tabelle III zeigen, daß die erfindungsgemäßen
Stähle E bis H bei Raumtemperatur nicht altern und Δ Y.P.
über 20 N/mm² aufweisen. Ferner besitzen sie einen verbesserten
r-Wert und eine erhöhte Dehnung. Obwohl Stahl H
einen geringfügig niedrigeren Wert Δ Y.P. infolge seines
geringen Si-Gehaltes aufweist, ist er vom praktischen Gesichtspunkt
zufriedenstellend als Stahl, der Festigkeit
gegen Einbeulungen aufweist.
Im Gegensatz dazu besitzt einer der Vergleichsstähle, nämlich
Stahl I, einen niedrigeren Wert für Δ Y.P. und einen
niedrigen r-Wert trotz des hohen Kohlenstoffgehalts, da
die Durchwärmtemperatur mit 680°C verhältnismäßig niedrig
ist. Der Stahl J besitzt einen niedrigen Wert Δ Y.P. infolge
des zu geringen Phosphorgehalts. Die Werte für Δ Y.P.
der Stähle I und J liegen unter 20 N/mm². Außerdem kann
nicht gesagt werden, daß die Stähle I und J beständig gegen
Einbeulungen sind. Der Stahl K ist ein unberuhigter Stahl
mit einem niedrigen r-Wert, was zum Altern bei Raumtemperatur
führt.
In einem Konverter werden Stahlschmelzen mit der in Tabelle
IV angegebenen Zusammensetzung hergestellt. Die erhaltenen
Stähle werden sodann zu Brammen verarbeitet, die auf
1200 bis 1280°C erhitzt und warmgewalzt werden. Die Endtemperatur
beträgt 850 bis 920°C und die Aufwickeltemperatur
520 bis 600°C. Nach dem Dekapieren wird das Kaltwalzen
mit einer Verminderung der Dicke auf 0,8 mm (75%) durchgeführt.
Sodann werden die kaltgewalzten Bandstähle abgewickelt
und als offene Rolle kastengeglüht. Die Bedingungen
des Kastenglühens umfassen ein Aufheizen mit einer Geschwindigkeit
von 50 K/h, Durchwärmen für 3 bis 5 h bei
740°C und Abkühlen im Temperaturbereich von 500 bis 200°C
mit einer durchschnittlichen Geschwindigkeit von 80 K/h.
Nach dem Glühen werden die Bandstähle mit einer Dehnung von
1% kaltnachgewalzt.
An Prüfstücken, die aus den erhaltenen kaltgewalzten Stahlblechen
geschnitten wurden, werden die Streckgrenze, die
Zugfestigkeit, der r-Wert und der Anstieg der Streckgrenze infolge
des Einbrennens (Δ Y.P.) auf der Grundlage der Meßwerte
der Zugfestigkeitsprüfung in Walzrichtung erhalten.
Einige Proben werden nach dem Kaltnachwalzen 1 Monat bei
Raumtemperatur belassen. Danach wird die Streckgrenzen-Dehnung
in der Zugfestigkeitsprüfung gemessen, um festzustellen,
ob ein Altern bei Raumtemperatur stattfindet oder nicht.
Die Ergebnisse sind in Tabelle V zusammengefaßt.
Die Werte in Tabelle V zeigen, daß der erfindungsgemäß hergestellte
kaltgewalzte Bandstahl auch nach der Durchführung des
Kastenglühens eine verbesserte Härtbarkeit beim Einbrennen,
einen hohen r-Wert und die Eigenschaft, bei Raumtemperatur
nicht zu altern, aufweisen. Der Vergleichsstahl N besitzt dagegen
einen niedrigen Wert Δ Y.P., da er eine verhältnismäßig
große Menge Mangan enthält. Der Vergleichsstahl O hat einen
niedrigen r-Wert und altert bei Raumtemperatur, da er eine
verhältnismäßig geringe Menge an löslichem Aluminium enthält.
Die Ergebnisse der vorstehenden Beispiele zeigen, daß die
Kombination von Stahlzusammensetzung und Kühlgeschwindigkeit
beim Kastenglühen im erfindungsgemäßen Verfahren von großer
Bedeutung ist.
Beispiel 4 wird mit den Stählen der in Tabelle VI angegebenen
Zusammensetzung wiederholt. Die Bedingungen des Kastenglühens
umfassen ein Aufheizen mit einer Geschwindigkeit von 50 K/h,
Durchwärmen für 5 h bei 640 bis 780°C und Abkühlen im Temperaturbereich
von 500 bis 200°C mit einer durchschnittlichen
Geschwindigkeit von 70 K/h und im Temperaturbereich
von 200°C bis Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit
von etwa 40 K/h.
Stahl P weist eine Zusammensetzung im erfindungsgemäßen Bereich
auf. Der Stahl Q enthält weniger Phosphor als erfindungsgemäß
erforderlich ist. Der Stahl R enthält mehr Mangan,
als erfindungsgemäß erforderlich ist und enthält ferner
kein Niob. Die Stähle Q und R sind Vergleichsstähle.
Gemäß Beispiel 1 wird an diesen Stählen Δ Y.P., Zugfestigkeit,
Dehnung und der r-Wert gemessen. Die Ergebnisse sind in
Fig. 9 zusammengefaßt.
Fig. 9 zeigt, daß bei einer Durchwärmtemperatur von 720 bis
760°C alle Stähle im wesentlichen die gleiche Zugfestigkeit
im Bereich von etwa 450 bis 500 N/mm² besitzen. Stahl Q mit dem
geringen Phosphorgehalt zeigt jedoch nur eine geringe Dehnung
und/oder einen niedrigen r-Wert infolge der Ausscheidungshärtung,
die durch NbC verursacht wird und zu einer Verfestigung
führt. Der Vergleichsstahl R, der eine verhältnismäßig
große Menge Mangan enthält und frei von Nb ist, besitzt
einen besonders geringen Wert für Δ Y.P. Dagegen besitzt
der erfindungsgemäße Stahl P befriedigende Werte für
Dehnung, r-Wert und Δ Y.P. bei einer Durchwärmtemperatur
von 720 bis 760°C. Diese Eigenschaften des Stahls sind in
einem guten Gleichgewicht, so daß sich dieser Bandstahl
besonders gut für Automobilkarosserien eignet.
In einem Konverter werden Stahlschmelzen mit der in Tabelle
VII angegebenen Zusammensetzung hergestellt. Sodann werden
die erhaltenen Stähle S bis X kontinuierlich zu Brammen
stranggegossen. Die Brammen werden auf 1200 bis 1280°C erhitzt
und auf eine Dicke von 3,2 mm heißgewalzt. Die Endtemperatur
beträgt 850 bis 900°C und die Aufwickeltemperatur
400 bis 450°C. Nach dem Dekapieren werden die Stähle auf
eine Dicke von 0,8 mm (Dickenverminderung 75%) kaltnachgewalzt.
Sodann werden die erhaltenen kaltgewalzten Bandstähle
abgewickelt und in offener Rolle kastengeglüht. Die
Bedingungen des Kastenglühens umfassen ein Aufheizen mit
einer Geschwindigkeit von 50 K/h, 5 h Durchwärmen
bei 740°C und Abkühlen im Temperaturbereich von 500 bis
200°C mit der durchschnittlichen Geschwindigkeit von
80 K/h. Nach dem Glühen werden die Bandstähle mit einer
Dehnung von 1,3% kaltnachgewalzt.
An Probestücken, die aus den erhaltenen kaltgewalzten Bandstählen
geschnitten wurden, werden Streckgrenze, Zugfestigkeit,
r-Wert und Anstieg der Streckgrenze infolge des
Einbrennens (Δ Y.P.) auf der Basis der Versuchsdaten der
Zugfestigkeitsprüfung in Walzrichtung erhalten.
Einige Proben werden nach dem Kaltnachwalzen 1 Monat bei
Raumtemperatur belassen. Anschließend wird die Streckgrenzen-Dehnung
im Zugfestigkeitstest gemessen, um festzustellen,
ob eine Alterung bei Raumtemperatur stattgefunden hat
oder nicht. Die Ergebnisse sind in Tabelle VII zusammengefaßt.
Die Werte in Tabelle VII zeigen, daß die erfindungsgemäßen
Stähle S bis V eine verhältnismäßig hohe Zugfestigkeit im
Bereich von etwa 440 bis 500 N/mm² besitzen. Ferner weisen
sie einen verhältnismäßig hohen Dehnungsgrad, sowie einen
hohen r-Wert und Wert für Δ Y.P. auf. Sie altern nicht bei
Raumtemperatur. Andererseits besitzt der Vergleichsstahl W
mit einem verhältnismäßig hohen Mangangehalt einen niedrigen
Wert Δ Y.P. und der Vergleichsstahl X mit einem verhältnismäßig
geringen Gehalt an löslichem Aluminium einen niedrigen
r-Wert. Außerdem altert dieser Stahl bei Raumtemperatur.
Die vorstehenden Beispiele zeigen, daß erfindungsgemäß ein
kaltgewalzter Bandstahl mit erhöhter Durckumformbarkeit und
Härtbarkeit beim Einbrennlackieren unter geringen Kosten erhalten
werden kann.
Der kaltgewalzte Bandstahl, der nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren hergestellt wird, zeigt einen Anstieg der Streckgrenze
während des Einbrennens der Farbe nach dem Druckumformen,
wodurch eine verbesserte Festigkeit gegen Einbeulungen im
Endprodukt erhalten wird. Außerdem können im Fall eines
geringen Zusatzes von Nb und/oder V kaltgewalzte Bandstähle
mit einer Zugfestigkeit über 400 N/mm² und den vorstehend erwähnten
verbesserten Eigenschaften erhalten werden.
Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene kaltgewalzte
Bandstahl eignet sich besonders als Außen- und Innenblech
für Automobile, wo in jüngster Zeit eine Gewichtseinsparung
zur Verbesserung der km-Leistung gefordert wird.
Die Anwendung des Bandstahls ist jedoch darauf nicht begrenzt.
Er kann auch für elektrische Haushaltsgeräte und
dergleichen verwendet werden, wo eine verhältnismäßig hohe
Zugfestigkeit gefordert wird.
Claims (4)
1. Verfahren zur Herstellung von kaltgewalztem Bandstahl mit sehr guter
Druckumformbarkeit und Härtbarkeit beim Einbrennlackieren mit den
Maßnahmen:
- a) Warmwalzen, Dekapieren und Kaltwalzen eines Stahls, der aus
0,003 bis 0,150% C,
höchstens 1,50% Si,
0,03 bis 0,25% Mn,
0,03 bis 0,20% P,
0,02 bis 0,15% löslichem Al,
0,002 bis 0,015% N,
gegebenenfalls 0,003 bis 0,030% Nb
und/oder 0,005 bis 0,030% V,mit der Maßgabe, daß der Anteil von Nb und V zusammen höchstens 0,030% beträgt, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, - b) Rekristallisationsglühen des so erhaltenen Bandstahls in einem Kastenglühofen in einem Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur des Stahls in dem Bereich der Stahlzusammensetzung der aus dem Ferrit-Einphasengebiet oder dem Ferrit-Austenit-Zweiphasengebiet im binären Fe-C-Phasendiagramm besteht, und 760°C,
- c) Akühlen des Bandstahls mit einer durchschnittlichen Kühlgeschwindigkeit von 10 bis 250 K/h im Temperturbereich von 500 bis 200°C und
- d) Kaltnachwalzen.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem
Kohlenstoff-Gehalt von 0,02 bis 0,15% im Stahl das Rekristallisationsglühen
im Temperaturbereich von 720 bis 760°C erfolgt und
die durchschnittliche Kühlgeschwindigkeit 25 bis 250 K/h
beträgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei
einem Kohlenstoff-Gehalt von 0,003 bis 0,020% im Stahl das
Rekristallisationsglühen im Temperaturbereich von 600 bis
760°C erfolgt und die durchschnittliche Kühlgeschwindigkeit
von 10 bis 250 K/h im Temperaturbereich von 400 bis 200°C
eingehalten wird.
4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet,
daß der Stahl 0,04 bis 0,20% Si, 0,03 bis 0,20% Mn und
0,04 bis 0,20% P enthält.
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JP8251179A JPS566709A (en) | 1979-06-28 | 1979-06-28 | Manufacture of cold rolled steel sheet possessing excellent press formability and baking hardenability |
JP8251079A JPS566708A (en) | 1979-06-28 | 1979-06-28 | Gold rolled steel sheet possessing excellent press formability and baking hardenability and its manufacture |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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DE3024303C2 true DE3024303C2 (de) | 1988-01-07 |
Family
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Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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DE19803024303 Granted DE3024303A1 (de) | 1979-06-28 | 1980-06-27 | Verfahren zur herstellung von kaltgewalztem bandstahl |
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GB (1) | GB2057009B (de) |
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---|---|---|---|---|
JPS5684443A (en) * | 1979-12-14 | 1981-07-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High tensile cold rolled steel plate excellent in press moldability and denting resistance and its manufacture |
JPS572865A (en) * | 1980-06-06 | 1982-01-08 | Nippon Steel Corp | P-containing corrosion resistant steel with high weldability |
DE3402494A1 (de) * | 1984-01-25 | 1985-07-25 | Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München | Verfahren zur metallbeschichtung von piezokeramischen werkstuecken |
FR2694024B1 (fr) * | 1992-07-23 | 1994-10-14 | Lorraine Laminage | Tôle améliorée pour emboutissage en rétreint et procédé de fabrication d'une telle tôle. |
US5556485A (en) * | 1994-11-07 | 1996-09-17 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof |
US5656102A (en) * | 1996-02-27 | 1997-08-12 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof |
US5795410A (en) * | 1997-01-23 | 1998-08-18 | Usx Corporation | Control of surface carbides in steel strip |
US6143100A (en) * | 1998-09-29 | 2000-11-07 | National Steel Corporation | Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method of producing same |
FR2790009B1 (fr) * | 1999-02-22 | 2001-04-20 | Lorraine Laminage | Acier dual-phase a haute limite d'elasticite |
TWI290177B (en) * | 2001-08-24 | 2007-11-21 | Nippon Steel Corp | A steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
CA2378934C (en) | 2002-03-26 | 2005-11-15 | Ipsco Inc. | High-strength micro-alloy steel and process for making same |
US7220325B2 (en) * | 2002-04-03 | 2007-05-22 | Ipsco Enterprises, Inc. | High-strength micro-alloy steel |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR1288857A (fr) * | 1961-02-15 | 1962-03-30 | Siderurgie Fse Inst Rech | Traitement de durcissement des aciers extra-doux |
US3239390A (en) * | 1961-04-12 | 1966-03-08 | Yawata Iron & Steel Co | Method of producing non-ageing special low carbon iron sheets |
FR1381221A (fr) * | 1961-09-16 | 1964-12-14 | Kawasaki Steel Co | Tôle d'acier laminé à froid, non susceptible de vieillissement, pour emboutissage profond et procédé de fabrication de cet acier |
JPS5025417B1 (de) * | 1970-02-02 | 1975-08-23 | ||
US3853639A (en) * | 1971-04-01 | 1974-12-10 | Inland Steel Co | Cold rolled steel strip with improved drawing properties and method for producing same |
JPS5319967B2 (de) * | 1972-06-30 | 1978-06-23 | ||
JPS5338690B2 (de) * | 1972-11-20 | 1978-10-17 | ||
US3897280A (en) * | 1972-12-23 | 1975-07-29 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing a steel sheet and product obtained thereby |
JPS543447B2 (de) * | 1973-03-09 | 1979-02-23 | ||
JPS5310372B2 (de) * | 1973-06-19 | 1978-04-13 | ||
JPS5130528A (ja) * | 1974-09-10 | 1976-03-15 | Citizen Watch Co Ltd | Garasunetsukanseikeigatayogokin |
JPS5157623A (en) * | 1974-11-18 | 1976-05-20 | Nippon Kokan Kk | Takaitosoyakitsukekokaseitosugureta hijikoseiomotsukochoryokureienkohanno seizohoho |
JPS5223519A (en) * | 1975-08-18 | 1977-02-22 | Nippon Steel Corp | Process for the production of a-killed sheel sheet of enamelling with excellent fishcale resistence and workability |
-
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