DE69130555T3

DE69130555T3 - Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche

Info

Publication number: DE69130555T3
Application number: DE69130555T
Authority: DE
Inventors: Susumu c/o Kawasaki Steel Corporation Chiba City Masui; Kei c/o Kawasaki Steel Corporation Chiba City Sakata; Fusao c/o Kawasaki Steel Corporation Chiba City Togashi; Masahiko c/o Kawasaki Steel Corporation Chiba City Morita; Toshiyuki c/o Kawasaki Steel Corporation Chiba City Kato
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1990-08-17
Filing date: 1991-08-13
Publication date: 2004-06-03
Anticipated expiration: 2011-08-14
Also published as: ES2125856T3; AU8247491A; US5582658A; EP0475096A1; CA2049378C; DE69130555D1; EP0475096B1; KR920004598A; KR100199457B1; ES2125856T5; CA2049378A1; DE69130555T2; AU641040B2; EP0475096B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein hochfestes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 400 N/mm² und einer hohen Preßverformbarkeit, das für die Verwendung als Innen- und Außenbleche von Kraftfahrzeugen geeignet ist, sowie ein Verfahren zur Herstellung solcher Bleche.
Hochfeste Stahlbleche werden bislang für Karosseriebauteile, Außenkarosserieteile und dergleichen bei Kraftfahrzeugen verwendet, um das Gewicht der Kraftfahrzeugkarosserie zu vermindern. Solche hochfesten Stahlbleche für Kraftfahrzeuge müssen notwendigerweise preßverformbar sein und gleichzeitig eine ausreichende Festigkeit aufweisen, um die Sicherheit der Kraftfahrzeuge zu gewährleisten. Da ferner in jüngster Zeit die Bestimmungen hinsichtlich der gesamten Abgasemissionen beträchtlich verschärft wurden, besteht zukünftig ein großer Bedarf an hochfesten Stahlblechen mit einer höheren Festigkeit.
Andererseits werden diese Stahlbleche bisweilen bei Temperaturen nicht unter 900°C wärmebehandelt, um durch das Umformen verursachten Verzug zu beseitigen oder um den Widerstand gegen Versprödung beim zweiten Umformen zu erhöhen, oder diese Stahlbleche werden aufgrund von Schweißen, Löten oder dergleichen auf eine hohe Temperatur gebracht, so daß es ferner wünschenswert ist, daß sich diese Stahlbleche bei hohen Temperaturen kaum entfestigen.
Ferner ist es unter dem Gesichtspunkt der Rostvermeidung, was in jüngerer Zeit für besonders wichtig gehalten wird, wünschenswert, daß mit den Stahlblechen verschiedene Plattierungen leicht ausgeführt werden können.
Die charakteristischen Eigenschaften, die für ein hochfestes Stahlblech mit hoher Verformbarkeit, das für Kraftfahrzeuge geeignet ist, erforderlich sind, werden im folgenden aufgelistet:

(1) Die Verformbarkeit ist groß.
(2) Der r-Wert ist hoch.
(3) Das Streckgrenzenverhältnis ist niedrig.
(4) Die ebene Anisotropie einer Materialqualität ist niedrig.

Diesbezüglich ist z.B. in der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 57-181361 ein für das Preßverformen in großem Maßstab kaltgewalztes Stahlblech, das eine hervorragende Steifheit (hoher E-Modul) aufweist sowie ein Herstellungsverfahren offenbart. Ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbleches zum Tiefziehen mit langsamer Alterungseigenschaft und geringer Anisotropie ist in der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 58-25436 offenbart. Bei beiden Anmeldungen wird ein Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt als Grundmaterial verwendet und Nb, Ti und andere Legierungselemente werden in Spurenmengen beigegeben. Ferner werden die Bedingungen für das Durchlaufglühen geregelt. Darüber hinaus wird Phosphor als Festigungselement verwendet, um eine hohe Zugkraft vorzusehen, da Phosphor die Materialqualität weniger beeinträchtigt und hervorragend den Mischkristall verfestigen kann. Die Zugfestigkeitsgrenze dieser Stähle mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt und Phosphorzusatz bewegt sich etwa bei höchstens 400 N/mm² und es ist klar, daß ein Komponentensystem, das einen Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt verwendet, dem ein Mischkristall festigendes Element zugegeben ist, nur schwierig an die Anforderungen an die hohe Festigkeit von Stahlblechen unter Berücksichtigung einer Verringerung des Karosseriegewichts des Kraftfahrzeuges, was voraussichtlich in naher Zukunft schnell vonstatten gehen wird, angepaßt werden kann.
Hinsichtlich der ebenen Anisotropie, die voraussichtlich strengeren Anforderungen in der Zukunft unterworfen sein wird, ist eine Beschreibung in der obenerwähnten offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 58-25436 offenbart, in der jedoch die Stahlbleche eine niedrige Zugfestigkeit von 300 N/mm² aufweisen.
Neben den Mischkristall verfestigten Stahlblechen mit Phosphorzusatz, die als Basis einen Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt, wie oben beschrieben, verwenden, werden als hochzugfeste Stahlbleche mit anderen Verfestigungsmechanismen Stahlbleche eingesetzt, die durch eine Gefügeumwandlung verfestigt sind (zweiphasenverfestigte Stahlbleche) und die durch Ausscheidung verfestigt sind.
Bei den Stahlblechen mit umgewandeltem Gefüge ist es einfach, ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und hervorragende Dehnung zu erreichen. Diese Stähle sind aber nicht für das Tiefziehen aufgrund ihres niedrigen r-Wertes geeignet.
Andererseits ist ein ausscheidungsverfestigtes Stahlblech, ein sogenanntes HSLA (hochfeste/niedriglegierte) Stahlblech, ein Stahl, der für elektrische Haushaltsgeräte ebenso wie für Kraftfahrzeuge verwendet wird und dem Si, Mn, Nb und dergleichen zulegiert wird, wobei die Mischkristallverfestigung durch Si und Mn, die Verfestigung aufgrund der Ausscheidung von Kohlenstoffnitrid des Nb und die Verfestigung aufgrund der dadurch verursachten Kristallverfeinerung genützt werden. Ein Nachteil dieses Stahlbleches jedoch ist der hohe Steckgrenzenwert, wodurch die Einsatzbedingungen beschränkt sind.
Die ausscheidungsverfestigten Stahlbleche werden im folgenden mit bezug auf den druckschriftlichen Stand der Technik beschrieben.
In der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 54-27822 ist ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten und ausscheidungsverfestigten Stahlbleches offenbart.
In der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 55-16214 ist ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbleches zum Tiefziehen offenbart. In beiden Veröffentlichungen jedoch übersteigt das Streckgrenzenverhältnis 70%, wobei in fast allen Fällen 80% nicht unterschritten werden.
Ferner offenbart die offengelegte japanische Patentanmeldung Nr. 55-152128 ein Verfahren zur Herstellung eines ausscheidungsverfestigten Stahlbleches, wobei ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis und hervorragender Verformbarkeit durch Durchlaufglühen hergestellt wird, wobei aber auf die Tiefziehbarkeit des Stahlbleches nicht eingegangen wird.
Darüber hinaus offenbart die offengelegte japanische Patentanmeldung Nr. 57-35662 hinsichtlich kohlenstoffarmer Ti-IF-Stählen (Interstitial Free/mit freien Zwischengitterplätzen) ein kaltgewalztes Stahlblech zum Ultratiefziehen, das eine hervorragende Zweitverformbarkeit aufweist. Die offengelegte japanische Patentanmeldung Nr. 60-92453 offenbart ein kaltgewalztes Stahlblech zum Löten und Schweißen, das hervorragende Tiefzieheigenschaften aufweist. Die Zugfestigkeit des kaltgewalzten Stahlbleches beträgt weniger als 400 N/mm² in der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 57-35662 gemäß eines Beispiels, bei dem die angestrebte Zugfestigkeit von 400 N/mm² der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird. Ferner ist Si eine wesentliche Komponente bei der vorliegenden Erfindung und dessen Bereich ist auf 0,1–1,2 Gew.-% beschränkt, wohingegen Si in den Ansprüchen der offengelegten japanischen Patentanmeldung 60-92453 nicht definiert ist und ein Si-Gehalt nicht mehr als 0,09 Gew.-% in den Beispielen beträgt, was sich von der vorliegenden Erfindung wesentlich unterscheidet, bei der eine Wirkung des Si wirkungsvoll genützt wird.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein hochfestes Stahlblech und ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitzustellen, wobei ein kohlenstoffarmer Stahl, der einen höheren Kohlenstoffgehalt als herkömmliche ultrakohlenstoffarme Stähle besitzt, als Grundmaterial eingesetzt wird, die Bildung freier Zwischengitterplätze (IF-Bildung) durch Zugabe von Ti durchgeführt wird und die zuzulegierenden Bestandteile genau eingestellt werden, wodurch eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 400 N/mm² mit einem Streckgrenzenverhältnis von weniger als 70% erhalten wird, das geringer als das Streckgrenzenverhältnis von herkömmlichen ausscheidungsverfestigten Stählen ist, eine geringe ebene Anisotropie erhalten wird und schließlich eine Entfestigung, die aus anormalem Kristallwachstum bei Wiedererwärmung resultiert, kaum auftritt.
Die vorliegende Erfindung basiert auf der Erklärung der Tatsache, daß ein kohlenstoffarmes/Ti-reiches Komponentensystem, dem Si zulegiert wird, eine vollständige IF-Bildung vollzieht, wodurch ein hochfestes Stahlblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis und geringer ebener Anisotropie als Ergebnis wiederholter verschiedener Versuche und Untersuchungen erhalten werden kann.
Erfindungsgemäß wird die obige Aufgabe durch ein hochfestes Stahlblech gelöst, das zum Preßverformen angepaßt ist und eine Zusammensetzung umfaßt, enthaltend:
C: 0,021 Gew.-% bis weniger als 0,1 Gew.-%,
Si: von 0,1 Gew.-% bis 1,2 Gew.-%,
Mn: nicht mehr als 3,0 Gew.-%,
Ti: Verhältnis effektives *Ti (Gew.-%)/C (Gew.-%) von 4 bis 12,
wobei die Gleichung
wirksames *Ti (Gew.-%) = Ti (Gew.-%) – 1,5 S (Gew.-%) – 3,43 N (Gew.-%) gilt,
B: von 0,0005 Gew.-% bis 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,1 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,1 Gew.-%,
S: nicht mehr als 0,02 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,005 Gew.-%,
und eines oder mehrere der folgenden Elemente
Cr: von 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%,
Ni: von 0,6 Gew.-% bis 2,0 Gew.-%,
Mo: von 0,05 Gew.-% bis 1,0 Gew.-%,
Cu: von 0,3 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%,
und Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Das erfindungsgemäße hochfeste Stahlblech kann weiter auf Kosten des restlichen Eisens ein oder mehrere Elemente enthalten, die aus der folgenden Gruppe ausgewählt sind:
V: von 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-%,
Nb: von 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-% und
Zr: von 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-%.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlbleches, das für die Preßverformung angepaßt ist, umfaßt die folgenden Schritte zum:
Herstellen einer Stahlbramme, enthaltend
C: 0,021 Gew.-% bis weniger als 0,1 Gew.-%,
Si: von 0,1 Gew.-% bis 1,2 Gew.-%,
Mn: nicht mehr als 3,0 Gew.-%,
Ti: Verhältnis effektives *Ti (Gew.-%)/C (Gew.-%) von 4 bis 12,
wobei die Gleichung
wirksames *Ti (Gew.-%) = Ti (Gew.-%) – 1,5 S (Gew.-%) – 3,43 N (Gew.-%) gilt,
B: von 0,0005 Gew.-% bis 0,005 Gew.-%,
Al: nicht mehr als 0,1 Gew.-%,
P: nicht mehr als 0,1 Gew.-%,
S: nicht mehr als 0,02 Gew.-%,
N: nicht mehr als 0,005 Gew.-%,
und eines oder mehrere der folgenden Elemente
Cr: von 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%,
Ni: von 0,6 Gew.-% bis 2,0 Gew.-%,
Mo: von 0,05 Gew.-% bis 1,0 Gew.-%,
Cu: von 0,3 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%,
ferner umfassend das Erhitzen der Stahlbramme in einem Temperaturbereich von 1100°C bis 1280°C und Warmwalzen der Stahlbramme zur Herstellung eines warmgewalzten Bleches.
Bei dem Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlbleches kann nach dem Glühen elektroplattiert oder schmelzgetaucht werden.
Für ein besseres Verständnis der Erfindung wird auf die beiliegenden Zeichnungen Bezug genommen. In diesen zeigen:
1 Beziehungen zwischen den Zugeigenschaften und dem Si-Gehalt,
2a einen Graph, der die Beziehungen zwischen dem C-Gehalt und dem Gewichtsverhältnis *Ti/C darstellt, die die Korngröße des warmgewalzten Bleches nach Wiedererwärmen auf 1000°C beeinflussen,
2b einen Graph, der die Beziehungen zwischen dem C-Gehalt und dem Gewichtsverhältnis *Ti/C darstellt, die die Korngröße des kaltgewalzten Bleches nach Wiedererwärmen auf 1000°C beeinflussen,
3a eine (200) Polfigur eines Stahlbleches ohne Si-Gehalt,
3b eine (200) Polfigur eines Stahlbleches mit einem Si-Gehalt von 1 Gew.-%,
3c eine (200) Polfigur eines Stahlbleches mit einem Si-Gehalt von 1,5 Gew.-% und
3d eine (200) Polfigur eines Stahlbleches mit einem Si-Gehalt von 2,0 Gew.-%.
Weiter werden die Versuchsergebnisse, die die Grundlage der vorliegenden Erfindung bilden, beschrieben.
Zwölf verschiedene kaltgewalzte Stahlbleche mit einer Blechdicke von 0,70 mm, die eine chemische Zusammensetzung von C: 0,05 Gew.-%, Mn: 0,5 Gew.-%, Ti: 0,2 Gew.-%, B: 0,0005 Gew.-%, Al: 0,05 Gew.-%, P: 0,01 Gew.-%, S: 0,001 Gew.-%, und N: 0,0015 Gew.-% besaßen und deren Si-Gehalt in einem Bereich von 0–2,60 Gew.-% geändert wurde, wurden hergestellt und in einem Glühofen bei 700°C wärmebehandelt.
Die geglühten Stahlbleche wurden einem Zugversuch unterworfen.
Die Ergebnisse des obigen Versuchs hinsichtlich der verschiedenen Beziehungen zwischen den Zugeigenschaften und dem Si-Gehalt sind in 1 gezeigt.
Wie aus 1 ersichtlich, wurde ein niedriges Streckgrenzenverhältnis, eine hohe Dehnung und hohe durchschnittliche r-Werte in einem Bereich von 0,1–1,2 Gew.-% Si erhalten. Diese Wirkungen des Si sind einer ferritreinigenden Funktion des Si zuzurechnen.
Ferner wurde mit Bezug auf Stahlbleche, die preßverformbar sind und sich nicht leicht bei hohen Temperaturen natürlich entfestigen, die Beziehung zwischen C und Ti durch die folgenden Versuche untersucht.
32 Arten von Stahlmaterialien, bei denen die chemische Zusammensetzung Si: 0,5 Gew.-%, Mn: 0,3 Gew.-%, B: 0,0012 Gew.-%, Al: 0,04 Gew.-%, P: 0,05 Gew.-% und S: 0,010 Gew.-% betrug und der C- und Ti-Gehalt unterschiedlich geändert wurde, wurden auf 1200°C erwärmt, daraufhin bei einer Endwalztemperatur von 900°C warmgewalzt und bei einer Temperatur von 550°C aufgewickelt, um warmgewalzte Bleche mit einer Dicke von 3,00 mm bereitzustellen. Ferner wurde bei einem Teil der warmgewalzten Bleche Zunder entfernt, die daraufhin mit einem Abnahmeverhältnis von 75% kaltgewalzt wurden und dann bei 800°C für 40 Sekunden durchlaufgeglüht wurden, bei 20°C/Sekunde abgekühlt wurden (ohne übermäßiges Auslagern) und die daraufhin bei einem Dehnungsverhältnis von 0,8% nachgewalzt wurden, um kaltgewalzte Bleche mit einer Dicke von 0,75 mm zu schaffen.
Die so erhaltenen warmgewalzten und kaltgewalzten Bleche wurden bei 1000°C für eine Stunde wärmebehandelt, dann mit 5°C/Sekunde gekühlt, woraufhin die Korngröße gemessen wurde. Ergebnisse dieser Messung sind in den 2a und 2b zusammengefaßt.
Die 2a und 2b zeigen die Beziehungen zwischen dem Kohlenstoffgehalt in Gewichtsprozent und dem Verhältnis wirksamer *Ti-Gehalt (Gew.-%)/C-Gehalt (Gew.-%) (wirksamer *Ti-Gehalt (Gew.-%) = Ti (Gew.-%) – 1,5S (Gew.-%) – 3,43N (Gew.-%), die die Korngröße beeinflussen. Wie aus den Figuren ersichtlich, wird die Korngrößenzahl groß, wenn das Verhältnis wirksamer *Ti-Gehalt (Gew.-%)/C-Gehalt (Gew.-%) sowohl für die warmgewalzten Bleche als auch für die kaltgewalzten Bleche nicht kleiner als 4 wird, so daß ein wirksamer *Ti-Gehalt von nicht weniger als 4 ausreichend ist, um den Kohlenstoff zu binden.
Wie oben beschrieben, wird selbst nach einer Wärmebehandlung bei 1000°C keine Kornvergröberung beobachtet, wenn der Kohlenstoffgehalt weniger als 0,01 Gew.-% beträgt und das Verhältnis wirksamer *Ti-Gehalt (Gew.-%)/C-Gehalt (Gew.-%) nicht geringer als 4 ist und schließlich die Korngrößenzahl nicht weniger als 7 angibt.
Es sollte festgehalten werden, daß hinsichtlich der Korngröße nach dem Erwärmen keine Entfestigung stattfindet, vorausgesetzt, daß die Korngrößenzahl nicht weniger als 7 beträgt.
Gemäß der obigen Ergebnisse sollte, um abnormales Kornwachstum während des Wiedererwärmens, also Entfestigung, zu verhindern, der Kohlenstoffgehalt nicht weniger als 0,01 Gew.-% betragen und das Verhältnis des wirksamen *Ti-Gehaltes (Gew.-%)/C-Gehaltes (Gew.-%) nicht geringer als 4 sein. Aus diesem Grund ist es erforderlich, daß die erzeugten feinen Karbide des Ti-Systems selbst während des Wiedererwärmens relativ stabil bleiben, so daß sie wirkungsvoll das abnormale Kornwachstum einschränken.
Ferner wurde als Ergebnis detaillierter Versuche herausgefunden, daß der Si-Gehalt einen großen Einfluß auf die ebene Anisotropie und den r-Wert ausübt.
Die 3a, 3b, 3c und 3d zeigen Polfiguren, die bei vier Arten von kaltgewalzten Blechen gemessen wurden, enthaltend C: 0,05 Gew.-%, Si: jeweils 0 Gew.-%, 1,0 Gew.-%, 1,5 Gew.-% und 2,0 Gew.-%, Mn: 0,01 Gew.-%, Ti: 0,206 Gew.-%, B: 0,0008 Gew.-%, AI: 0,04 Gew.-%, P: 0,01 Gew.-%, S: 0,001 Gew.-% und N: 0,0014 Gew.-%, wobei die Stahlbleche bei 720°C kastengeglüht wurden und die 3a, 3b, 3c und 3d jeweils den Si-Gehalten von 0 Gew.-%, 1,0 Gew.-%, 1,5 Gew.-% und 2,0 Gew.-% entsprechen. Wie aus den Polfiguren ersichtlich, zeigt 3b, bei der der Si-Gehalt 1,0 Gew.-% beträgt, eine ausgeprägte {111}<112> Vorzugsorientierung und eine schwach entwickelte <100>//ND-Orientierung, bei der tatsächlich die ebene Anisotropie gering und der r-Wert erhöht ist. Dementsprechend liegt der Si-Gehalt vorzugsweise bei etwa 1 Gew.-%.
Der Grund für die Begrenzung der Bereiche der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls wird im folgenden beschrieben.
[C]: Wenn der C-Gehalt geringer als 0,021 Gew.-% ist, kann die angestrebte Zugfestigkeit von nicht weniger als 400 N/mm² nicht erreicht werden und Entfestigung findet bei hohen Temperaturen statt. Andererseits wird die Kornwachstumseigenschaft während des Glühens schnell verringert und die gewünschte Duktilität kann nicht erreicht werden, wenn nicht weniger als 0,1 Gew.-% enthalten sind. Deshalb ist der C-Gehalt auf 0,081 Gew.-% bis weniger als 0,1 Gew.-% begrenzt.
[Si]: Si ist erfindungsgemäß ein wichtiger Bestandteil und bewirkt das Herauslösen des C aus dem Ferrit und erleichtert die Ausscheidung und Bildung grobkörniger Titankarbide. Wenn der Si-Gehalt geringer als 0,1 Gew.-% ist, tritt diese Wirkung nicht auf. Wenn der Si-Gehalt 1,2 Gew.-% überschreitet, verschlechtert sich schnell aufgrund der Fähigkeit des Si, den Mischkristall zu verstärken, die Duktilität, der r-Wert und schließlich verschiedene Plattiereigenschaften. Deshalb ist der Si-Gehalt auf 0,1 Gew.-% bis 1,2 Gew.-% begrenzt. Hinsichtlich der Erhöhung der ebenen Anisotropie und des r-Wertes liegt er jedoch bevorzugt zwischen 0,4 Gew.-% und 1,0 Gew.-%.
[Mn]: Mn ist als härtender Bestandteil des Stahles verwendbar. Wenn der Mn-Gehalt jedoch 3,0 Gew.-% überschreitet, steigt die Härte übermäßig, was eine beträchtliche Verschlechterung der Duktilität zur Folge hat. Deshalb sollte die obere Grenze des Mn-Gehaltes 3,0 Gew.-% betragen.
[Ti]: Ti ist ein wichtiger Bestandteil der Erfindung, und notwendig, um C, S und N zu binden. Wenn das wirksame *Ti weniger als 4C ist, kann C nicht vollständig gebunden werden und Kornvergröberung findet statt, was eine Entfestigung, wie oben beschrieben, zur Folge hat. Wenn der wirksame *Ti-Gehalt 12C übersteigt, entsteht ein übermäßig mit Ti angereicherter Mischkristall, wodurch sich die Materialqualität verschlechtert und ferner die Oberflächenqualität des Stahlbleches beeinträchtigt wird. Deshalb sollte der Gehalt in einem Bereich liegen, der einem Bereich genügt, bei dem *Ti/C von 4 bis 12 beträgt (wirksamer *Ti-Gehalt = Ti–1,5S–3,43N).
[B]: B ist notwendig, um die Versprödung beim zweiten Umformen zu verbessern. Wenn der B-Gehalt geringer als 0,0005 Gew.-% ist, ist dessen Wirkung ungenügend, wohingegen die Tiefziehbarkeit sich beträchtlich verschlechtert, wenn der B-Gehalt 0,005 Gew.-% übersteigt. Deshalb ist der B-Gehalt auf 0,0005 Gew.-% bis 0,005 Gew.-% beschränkt.
[Al]: Al ist ein Bestandteil, der verwendet wird, um im Stahl 0 zu binden und um zu verhindern, daß der wirksame *Ti-Gehalt durch die Bindung mit 0 verringert wird. Diese Wirkung ist jedoch gesättigt, selbst wenn der Al-Gehalt 0,1 Gew.-% überschreitet. Deshalb sollte die obere Grenze des Al-Gehaltes 0,1 Gew.-% betragen.
[P]: P eignet sich hervorragend zur Mischkristallhärtung. Die Oberflächenqualität des Stahles wird jedoch beträchtlich verschlechtert, wenn der P-Gehalt 0,1 Gew.-% übersteigt. Deshalb sollte die obere Grenze des P-Gehaltes 0,1 Gew.-% betragen. Trägt man im übrigen einer Beziehung zum C-Gehalt Rechnung, dann beträgt das Verhältnis P(Gew.-%)/C(Gew.-%) weniger als 1,5.
[S]: S kann Grund für die Erzeugung von Rissen beim Warmwalzen sein, weshalb die Obergrenze des S-Gehaltes 0,002 Gew.-% sein sollte.
[N]: Eine große Menge an N verringert die Menge an wirksamen *Ti und verschlechtert den r-Wert und die Duktilität. Deshalb ist der niedrige N-Gehalt mehr bevorzugt und die Obergrenze des N-Gehaltes sollte 0,005 Gew.-% betragen.
[V, Nb, Zr, Cr, Ni, Mo und Cu]:
Ferner können bei der vorliegenden Erfindung zusätzlich zu den obigen chemischen Bestandteilen der Zusammensetzung wahlweise ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe V, Nb und Zr, die karbidbildende Bestandteile sind, enthalten sein, um die Festigkeit zu gewährleisten. Die Wirkung dieser Bestandteile zeigt sich bei einem Gehalt von jeweils nicht weniger als 0,02 Gew.-%. Wenn der Gehalt jedoch 0,2 Gew.-% übersteigt, verschlechtert sich die Duktilität. Deshalb ist der Gehalt an V, Nb und Zr jeweils auf 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-% beschränkt. Zu dem gleichen Zweck müssen ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe Cr, Ni, Mo und Cu enthalten sein, die Bestandteile zur Festigung des Mischkristalles sind. Deren Wirkung zeigt sich jeweils bei einem Gehalt, der nicht geringer als der Gehalt ist, der nachstehend definiert ist. Wenn diese Bestandteile jedoch übermäßig enthalten sind, verschlechtert sich die Oberflächenqualität des Stahles. Deshalb sind der Cr-Gehalt auf 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%, der Ni-Gehalt auf 0,6 Gew.-% bis 2,0 Gew.-%, der Mo-Gehalt auf 0,05 Gew.-% bis 1,0 Gew.-% und der Cu-Gehalt auf 0,3 Gew.-% bis 1,5 Gew.-% begrenzt.
Der Grund, warum ein niedriges Streckgrenzenverhältnis mit Hilfe der Erfindung erhalten werden kann, obwohl ein kohlenstoffarmer Stahl verwendet wird, der einen höheren Kohlenstoffgehalt als ultra kohlenstoffarme Stähle besitzt, um die hohe Festigkeit zu gewährleisten, wird nachstehend erörtert.
Das Verhältnis wirksames *Ti/C wird auf nicht weniger als 4 eingestellt, wodurch C, S und N vollständig gebunden werden und die IF-Bildung vollständig erreicht wird. Es wird angenommen, daß dadurch die Bindungsfunktion und die Bindungswirkung von Versetzungen gesenkt und die Anzahl beweglicher Versetzungen erhöht wird, wodurch das Streckgrenzenverhältnis erhalten wird.
Im folgenden werden die Bedingungen der erfindungsgemäßen Herstellungsschritte erörtert.
Zunächst wird ein Stahlherstellungsverfahren gemäß herkömmlicher Verfahren ausgeführt, wobei keine besonderen Einschränkungen bei den Herstellungsbedingungen erforderlich sind.
Wenn eine Brammenerwärmungstemperatur weniger als 1100°C beträgt, verschlechtert sich die Bearbeitbarkeit des Produktes. Wenn sie 1280°C übersteigt, kommt es zur Kornvergröberung, was später eine ungleichmäßige Materialqualität zur Folge hat. Deshalb sollte die Brammenerwärmungstemperatur in einem Temperaturbereich von 1100–1280°C liegen. Mit Blick auf die Energieeinsparung kann darüber hinaus eine stranggegossene Bramme nachfolgend unmittelbar vor oder nach einer Temperaturhaltebehandlung in einem Temperaturbereich von 1100–1280°C warmgewalzt werden, ohne auf eine Temperatur niedriger als 1100°C nach dem Wiedererwärmen oder Stranggießen abzukühlen.
Hinsichtlich einer Endwarmwalztemperatur wird das Endgefüge grobkörnig, wenn die Temperatur zu hoch ist, was für die Duktilität nachteilhaft ist. Wenn andererseits die Temperatur zu niedrig ist, dehnt sich das Gefüge beträchtlich aus und die Walzlast erhöht sich schnell, was hinsichtlich des Arbeitsvorganges nicht wünschenswert ist. Deshalb liegt die Endwarmwalztemperatur vorzugsweise in einem Temperaturbereich, der nicht niedriger als der Ar3-Umwandlungspunkt und nicht höher als der Ar3-Umwandlungspunkt + 100°C ist.
Die Haspeltemperatur nach dem Warmwalzen kann in einem Temperaturbereich von 400°C–700°C liegen, wobei eine folgende Beizeigenschaft und eine Kapazität einer Haspelmaschine in Betracht gezogen werden.
Beim Kaltwalzen ist es vorteilhaft, um eine ausreichende Formbarkeit nach dem Glühen zu erhalten, daß das Abnahmeverhältnis beim Kaltwalzen nicht weniger als 55% beträgt.
Das Glühen nach dem Kaltwalzen sollte bei einer Temperatur durchgeführt werden, die niedriger als die Rekristallisationstemperatur ist, um die Rekristallisation durchzuführen. Um jedoch zu verhindern, daß sich eine Verbund-Vorzugsorientierung nach dem Glühen bildet, ist eine Temperatur unterhalb des Ac3-Umwandlungspunktes bevorzugt. Hinsichtlich des Glühverfahrens gibt es keine besondere Einschränkung. Sowohl ein Durchlaufglühverfahren als auch ein Kastenglühverfahren können eingesetzt werden.
Hinsichtlich der Plattierbedingungen können beim Elektroplattieren sowohl warmgewalzte Bleche als auch kaltgewalzte Bleche mit Hilfe eines normalen Verfahrens mit einer vorbestimmten Plattiermenge plattiert werden. Beim Schmelztauchers kann zusätzlich zu einer einzigen Schmelztauchanordnung beim Glühen eine Durchlaufschmelzanordnung eingesetzt werden.
Ferner können diese Stahlbleche anlaßgewalzt werden, was der Korrektur der Konstitution des Bleches in einem Maß eines Abnahmeverhältnisses (%), das gleich der Blechdicke (mm) ist, in einem allgemein als normal anerkannten Bereich dient.
Darüber hinaus kann das erfindungsgemäße Stahlblech besonderen Behandlungen nach dem Glühen oder dem Plattieren unterzogen werden, so daß chemische Behandlungseigenschaften, Schweißeigenschaften, Preßverformbarkeit, Korrosionsbeständigkeit und dergleichen verbessert werden.
Beispiele und Vergleichsbeispiele
Stranggegossene Brammen aus geeigneten Stählen der vorliegenden Erfindung und aus Vergleichsstählen mit in Tabelle 1 und Tabelle 2 gezeigten chemischen Zusammensetzungen, die durch Schmelzen in einem Konverter hergestellt wurden, wurden zur Endbearbeitung auf eine Blechdicke von 3,2 mm für Stähle mit den Symbolen O, P, Q und R auf 2,8 mm für alle anderen Stähle jeweils warmgewalzt. Zusätzlich wurde ein Teil der Stähle feuerverzinkt.
Bei den so erhaltenen Stahlblechen wurden die mechanischen Eigenschaften, der Alterungsindex Al und die Korngrößenzahl nach der Wärmebehandlung (Wiedererwärmen) untersucht.
Die obigen Warmwalzbedingungen und Ergebnisse der Untersuchung sind zusammengefaßt in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.
Ferner wurde ein Teil der warmgewalzten Bleche, nämlich die mit einer für die vorliegende Erfindung geeigneten Brammenerwärmtemperatur, bei einem Abnahmeverhältnis von 75% nach Zunderentfernung auf eine Blechdicke von 0,8 mm oder 0,70 mm warmgewalzt, woraufhin durchlauf- oder kastengeglüht wurde. Dann wurde bei einem Abnahmeverhältnis von 0,80% oder 0,70% anlaßgewalzt. Ferner wurde ein Teil der Bleche elektroplattiert oder schmelzgetaucht.
Bei den so erhaltenen Stahlblechen wurden die mechanischen Eigenschaften einschließlich Δr, was ein Index des durchschnittlichen r-Wertes und der ebenen Anisotropie ist, der Alterungsindex Al, die Korngrößenzahl nach Wärmebehandlung untersucht.
Die Glühbedingungen und die Ergebnisse der obigen Untersuchungen sind zusammengefaßt in Tabellen 5 und 6 gezeigt.
Nachstehend werden die Bedingungen der Wärmebehandlung angegeben.
Beim Elektroplattieren wurde Zn-Ni-Plattieren mit einer Plattiermenge von 30 g/m² ausgeführt.
Beim Schmelztauchen wurde Zn-Plattieren oder Al-Plattieren durchgeführt, wobei das Zn-Plattieren bei einer Radtemperatur von 475°C, einer Tauchblechtemperatur von 475°C, einer Tauchdauer von 3 Sekunden, einer Legierungsbildungstemperatur von 485°C und einer Plattiermenge von 45 g/m² durchgeführt. Die Al-Plattierung wurde bei einer Badtemperatur von 650°C, einer Tauchblechtemperatur von 650°C, einer Tauchdauer von 3 Sekunden und einer Plattiermenge von 30 g/m² durchgeführt.
Die Bedingung für die Wärmebehandlung (Wiedererwärmung) waren so, daß die Erwärmung bei 950°C für 30 Minuten gefolgt von langsamen Abkühlen bei 5°C/Sekunden durchgeführt wurde.
Ferner wurde beim Zugversuch als Versuchsbedingung eine Versuchsprobe des JIS Nr. 5 verwendet und die Streckgrenze, die Zugfestigkeit und das Elastizitätsmodul wurden in Walzrichtung untersucht.
Der r-Wert (Anisotropieindex für plastische Formänderung) wurde durch Breitenmessung an drei Punkten des Zentralbereiches einer Versuchsprobe in Längenrichtung bei einer Dehnung von 15% und an Bereichen, 12,5 mm an beiden Seiten bezüglich des Zentrums bestimmt. Der durchschnittliche r-Wert und Δr wurden jeweils durch die folgenden Gleichungen bestimmt.
Durchschnittlicher r-Wert = (r₀+r₉₀+2r₄₅)/4
Δr = (r₀+r₉₀–2r₄₅)/4
r₀, r₄₅ und r₉₀ sind jeweils r-Werte in Walzrichtung (r₀), in einer Richtung (r₄₅) unter einem Winkel von 45° zur Walzrichtung, und in einer Richtung (r₉₀) unter einem Winkel von 90° zur Walzrichtung.
Der Al-Wert wurde aus der Differenz der Verformungsspannung vor und nach dem Altern durch Aufbringen einer vorläufigen Zugverformung von 7,5 % gefolgt von einer Alterungsbehandlung bei 100°C für 30 Minuten.
Wie aus den Tabellen 3, 4, 5 und 6 ersichtlich, zeigen geeignete Beispiele der vorliegenden Erfindung verschiedene hervorragende Eigenschaften insofern, als in jedem Fall bei Durchführung oder Nichtdurchführung des Plattierens und des Kastenglühens oder des Durchlaufglühens eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 400 N/mm² erhalten werden kann. Eigenschaften, die schwierigerweise beim Wiedererwärmen Entfestigung verursachen, weisen ein niedriges Streckgrenzenverhältnis von nicht mehr als 70 %, einen hohen E-Modul und eine Kristallisationskorngröße nach Wärmebehandlung von nicht weniger als 7 auf. Ferner besitzt jedes der kaltgewalzten Bleche einen hohen durchschnittlichen r-Wert und einen niedrigen Δr-Wert, der ein Index für die ebene Anisotropie ist. Eine vollständige Nichtalterungseigenschaft ist bei nicht mehr als 100 N/mm² für den Alterungsindex AI und dergleichen gewährleistet.
Selbst bei kohlenstoffarmen Stahlblechen, bei denen der C-Gehalt höher als bei ultrakohlenstoffarmen Stählen ist, kann erfindungsgemäß durch vollständige Bindung von C, S, N und dergleichen im Mischkristall ein hochfestes Stahlblech mit geringer ebener Anisotropie, einem niedrigen Streckgrenzenverhältnis und vollständiger Nichtalterung erhalten werden, bei denen Entfestigung durch Erwärmung auf hohe Temperaturen nur schwer stattfindet. Bei kaltgewalzten Blechen kann ein hochfestes ausscheidungsgehärtetes Stahlblech mit einem höheren r-Wert erhalten werden. Deshalb ist die vorliegende Erfindung nützlich, um die Verwendung von ausscheidungsgehärteten Stahlblechen zu erweitern.

Claims

Hochfestes Stahlblech zur Umformung durch Pressen, enthaltend C: 0,021 Gew.-% bis weniger als 0,1 Gew.-%, Si: von 0,1 Gew.-% bis 1,2 Gew.-%, Mn: nicht mehr als 3,0 Gew.-%, Ti: Verhältnis effektives *Ti (Gew.-%)/C (Gew.-%) von 4 bis 12, wobei die Gleichung wirksames *Ti (Gew.-%) = Ti (Gew.-%) – 1,5 S (Gew.-%) – 3,43 N (Gew.-%) gilt, B: von 0,0005 Gew.-% bis 0,005 Gew.-%, Al: nicht mehr als 0,1 Gew.-%, P: nicht mehr als 0,1 Gew.-%, S: nicht mehr als 0,02 Gew.-%, N: nicht mehr als 0,005 Gew.-%, und eines oder mehrere der folgenden Elemente Cr: von 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%, Ni: von 0,6 Gew.-% bis 2,0 Gew.-%, Mo: von 0,05 Gew.-% bis 1,0 Gew.-%, Cu: von 0,3 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%, und Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 1, ferner enthaltend auf Kosten des Restes Eisen eines oder mehrere der folgenden Elemente: V: von 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-%, Nb: von 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-% und Zr: von 0,02 Gew.-% bis 0,2 Gew.-%, durch Ersetzen eines Teils des Eisens des Rests.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlbleches zum Umformen durch Pressen, umfassend Schritte zum Herstellen einer Stahlbramme, enthaltend C: 0,021 Gew.-% bis weniger als 0,1 Gew.-%, Si: von 0,1 Gew.-% bis 1,2 Gew.-%, Mn: nicht mehr als 3,0 Gew.-%, Ti: Verhältnis effektives *Ti (Gew.-%)/C (Gew.-%) von 4 bis 12, wobei die Gleichung wirksames *Ti (Gew.-%) = Ti (Gew.-%) – 1,5 S (Gew.-%) – 3,43 N (Gew.-%) gilt, B: von 0,0005 Gew.-% bis 0,005 Gew.-%, Al: nicht mehr als 0,1 Gew.-%, P: nicht mehr als 0,1 Gew.-%, S: nicht mehr als 0,02 Gew.-%, N: nicht mehr als 0,005 Gew.-%, und eines oder mehrere der folgenden Elemente Cr: von 0,05 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%, Ni: von 0,6 Gew.-% bis 2,0 Gew.-%, Mo: von 0,05 Gew.-% bis 1,0 Gew.-%, Cu: von 0,3 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%, ferner umfassend das Erhitzen der Stahlbramme in einem Temperaturbereich von 1100°C bis 1280°C und Warmwalzen der Stahlbramme zur Herstellung eines warmgewalzten Bleches.
Verfahren nach Anspruch 3, wobei das Warmwalzen von Elektroplattieren oder Schmelztauchen gefolgt wird.
Verfahren nach Anspruch 3, ferner umfassend die Schritte – Kaltwalzen des warmgewalzten Bleches und – nachfolgendes Glühen des kaltgewalzten Bleches bei einer Temperatur, die nicht unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegt.
Verfahren nach Anspruch 5, wobei das Glühen von Elektroplattieren oder Schmelztauchen gefolgt wird.