DE69828865T2

DE69828865T2 - Hochfestes, hervorragend bearbeitbares kaltgewalztes stahlblech mit hervorragender schlagbeständigkeit

Info

Publication number: DE69828865T2
Application number: DE69828865T
Authority: DE
Inventors: Syusaku Chiba-shi TAKAGI; Kazuya Chiyoda-ku MIURA; Osamu Chiba-shi Furukimi; Kei Chiba-shi SAKATA; Takashi Chiba-shi OBARA
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-06-16
Filing date: 1998-06-09
Publication date: 2006-03-30
Anticipated expiration: 2018-06-10
Also published as: AU724778B2; WO1998058094A1; BR9806046A; KR20000068162A; EP0922782A1; CN1083903C; US6210496B1; EP0922782B1; KR100527996B1; JPH1171635A; JP3320014B2; DE69828865D1; EP0922782A4; CN1236402A; AU7553098A

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Stauchverhalten besitzt, das zur Verwendung als Stahlblech für Kraftfahrzeuge geeignet ist.
Technischer Hintergrund
Mit dem Trend zur Herstellung von Kraftfahrzeugen mit leichtem Gewicht bestand eine besonders lebhafte Nachfrage nach dünnem Stahlblech mit hoher Festigkeit, das eine hervorragende Formbarkeit besitzt.
Ferner wurde die Sicherheit von Kraftfahrzeugen ebenfalls für wichtig gehalten und entsprechend bestand Nachfrage nach einer Verbesserung des Stauchverhaltens, das ein Maßstab für die Sicherheit bei einem Zusammenstoß ist.
Im Hinblick auf Außen- und Innenverkleidungen für Kraftfahrzeuge sind kaltgewalzte Stahlbleche mit Blick auf die Homogenität von Oberflächenrauheit und Phosphatierbarkeit vorteilhaft.
Unter diesen derzeitigen Umständen wurden verschiedene kaltgewalzte Stahlbleche mit hoher Festigkeit bereits entwickelt.
Beispielsweise gibt es in dem geprüften veröffentlichten japanischen Patent Hei-05/064215 und der offengelegten Patentveröffentlichung Hei-04/333524 Offenbarungen über das Verfahren zur Herstellung von hochfestem Stahl mit einer Struk tur aus Ferrit, der nicht weniger als 3% Restaustenit enthält, Bainit und Restaustenit (im Folgenden als TRIP-Stahl bezeichnet).
Jedoch besteht, obwohl der TRIP-Stahl eine hohe Dehnung und eine gute Formbarkeit besitzt (TS × El ≧ 22.000 MPa·%), das Problem, dass der Stahl die derzeitige Anforderung eines starken Stauchverhaltens nicht erfüllt.
Ferner besteht das weitere Problem, dass das Work-hardening (WH) bei der Druckumformbarkeit und das Bake-hardening (BH) beim Lackieren und anschließenden Brennen nur etwa 70 MPa betragen.
Wenn dieses Härten durch Work-hardening und Bake-hardening (WH + BH) gering ist, besteht ein großer Nachteil mit Blick auf das Sicherstellen der Festigkeit nach dem Formen, Lackieren und Brennen.
Andererseits ist der sogenannte Zweiphasenstahl (dual phase steel, im Folgenden als DP-Stahl bezeichnet) mit den zwei Phasen Ferrit und Martensit beispielsweise in der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Hei-09/111396 als hochfestes Stahlblech mit hervorragendem Stauchverhalten offenbart.
Jedoch ist, obwohl der der DP-Stahl hervorragendes Stauchverhalten besitzt, dessen Dehnung nicht ausreichend und es besteht daher ein Problem hinsichtlich der Formbarkeit.
Wie im Vorhergehenden angegeben, ist derzeit kein kaltgewalztes Stahlblech verfügbar, das die beiden Anforderungen einer ausreichenden Formbarkeit und eines strengen Sicherheitsstandards erfüllt, und daher besteht Nachfrage nach der Entwicklung desselben.
Die EP-A-0 719 868 offenbart ein Stahlblech für Kraftfahrzeuge, das hohe Festigkeit aufweist, hinsichtlich der Druckumformbarkeit hervorragend ist und Festigkeit gegen Stoßbeständigkeit bei einer hohen Belastungsrate besitzt, und ein Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs.
Das Stahlblech umfasst 0,010–0,10 Gew.-% C, nicht mehr als 1,50 Gew.-% Si, 0,50–3,00 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,010 Gew.-% S und 0,01–0,1 Gew.-% Al und einen Bestandteil oder zwei Bestandteile, die aus 0,05–0,15 Gew.-% P und 0,5–1,5 Gew.-% Cr ausgewählt sind, und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen und weist eine Struktur auf, die hauptsächlich aus 2–30 Vol.-% an einer Martensitphase und einer Ferritphase, die Lösungs-C zu nicht mehr als 0,0010 Gew.-% enthält, besteht.
Das Stahlblech kann durch Warmwalzen einer Stahlbramme unter speziellen Bedingungen oder Kaltwalzen eines Stahlblechs, das unter herkömmlichen Bedingungen warmgewalzt wurde, und Anlassen des gebildeten kaltgewalzten Stahlblechs unter speziellen Bedingungen hergestellt werden.
Offenbarung der Erfindung
Die vorliegende Erfindung, die in den Ansprüchen angegeben ist, erfüllt in vorteilhafter Weise die obigen Anforderungen, und ihre Aufgabe ist das Vorlegen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Stauchverhalten besitzt, wobei das Stahlblech sowohl hervorragende Formbarkeit als auch ein hervorragendes Stauchverhalten besitzt (um genauer zu sein, beträgt dessen Zugfestigkeit/Dehnung-Balance [TS × El] nicht weniger als 24.000 MPa·% und dessen dynamischer n-Wert nicht weniger als 0,35) und ferner ein hervorragendes Work-hardening und Bake-hardening aufweist (d. h. WH + BH beträgt nicht weniger als 100 MPa).
Der hier verwendete Ausdruck "dynamischer n-Wert" wurde zum ersten Mal durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung als Index für das Stauchverhalten ermittelt, und durch die Verwendung des dynamischen n-Werts ist es nun möglich, das Stauchverhalten in einer genaueren Weise als früher zu bewerten.
So wurde in der Vergangenheit die Crash-Beständigkeit in Bezug auf die Festigkeit betrachtet, und es wurde einfach angenommen, dass je höher die Festigkeit ist, desto höher die Crash-Beständigkeit ist. Jedoch wurde nun ermittelt, dass Festigkeit und Crash-Beständigkeit nicht immer in einer derartigen einfachen Beziehung stehen.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten eine intensive Untersuchung in Bezug darauf durch, und ermittelten und klärten, dass, wenn Kraftfahrzeuge zusammenstoßen, die Belastungsrate bis auf 2 × 10³/s ansteigt, und dass, wenn Energie bei Verformung mit einer derart hohen Rate durch Stahlblech möglichst stark absorbiert werden soll oder, mit anderen Worten, wenn die Crash-Beständigkeit verbessert werden soll, es wirksam ist, wenn der n-Wert bei Spannungsverformung eines Stahlblechs unter der Bedingung einer Belastungsrate von 2 × 10³/s (im Folgenden als dynamischer n-Wert bezeichnet) einen hohen Wert aufweist.
Hierbei ist der momentane n-Wert, wenn die Dehnung 10% beträgt, als dynamischer n-Wert definiert.
Währenddessen wurde auch ermittelt, dass, wenn der dynamische n-Wert ein hoher Wert ist, dies auch zur Verbesserung der Festigkeit im Falle einer dynamischen Verformung wirksam ist.
Nun wird im Folgenden die historische Entwicklung, wie die vorliegende Erfindung erreicht wurde, erläutert.
So untersuchten die Erfinder der vorliegenden Erfindung, um die im Vorhergehenden genannte Aufgabe zu lösen, zunächst die Beziehung zwischen Struktur und Eigenschaften in TRIP-Stahl, der ein herkömmlicher Stahl ist.
Infolgedessen wurde ermittelt, dass, obwohl die Bildung einer Bainitphase als wesentlich zur Bildung einer ausreichenden Menge Restaustenit, die zur Verbesserung der Formbarkeit vorteilhaft ist, angesehen wurde, eine derartige Bainitphase eine Ursache der Verschlechterung des Stauchverhaltens ist.
Daher unterdrückten die Erfinder der vorliegenden Erfindung die Bildung einer derartigen Bainitphase, insbesondere Carbid, oder, mit anderen Worten, sie änderten die Nebenphase neben Ferrit (polygonalem Ferrit), das die Hauptphase ist, von dem herkömmlichen "Bainit + Restaustenit" zu einer komplexen Struktur aus "nadelförmigem Ferrit + Martensit + Restaustenit", wobei ein unerwartet günstiges Ergebnis erhalten wurde.
Die vorliegende Erfindung beruht auf der im Vorhergehenden genannten Erkenntnis.
Daher betrifft die vorliegende Erfindung ein kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Stauchverhalten besitzt und Ferrit als Hauptphase aufweist und eine aus Martensit, nadelförmigem Ferrit und Restaustenit bestehende Nebenphase aufweist, wie in Anspruch 1 angegeben ist.
In der vorliegenden Erfindung beträgt der Anteil der Nebenphase in der Stahlstruktur 3–40%. Ferner betragen die Anteile von Martensit, Restaustenit und nadelförmigem Ferrit in der Nebenphase 10–80%, 8–30% bzw. 5–60%.
Vorzugsweise enthält das Stahlblech
0,05–0,40 Masse-% C, 1,0–3,0 Masse-% Si,
0,6–3,0 Masse-% Mn, 0,02–1,5 Masse-% Cr,
0,010–0,20 Masse-% P und 0,01–0,3 Masse-% Al
und es kann, falls nötig, mindestens eine Komponente, die aus 0,005–0,25 Masse-% Ti und 0,003–0,1 Masse-% Nb ausgewählt ist, als Komponente(n) zur Verbesserung der Festigkeit enthalten und ferner mindestens eine Komponente, die aus
nicht mehr als 0,1 Masse-% Ca und nicht mehr als 0,1 Masse-% Seltenerdmetall ausgewählt ist, als Komponente(n) zur Verbesserung der Formbarkeit enthalten.
Kurze Erklärung der Zeichnungen
1 ist ein repräsentatives Diagramm der Umwandlung bei kontinuierlichem Kühlen (continuous cooling transformation, CCT-Diagramm) des herkömmlichen TRIP-Stahls;
2 ist ein repräsentatives Diagramm der Umwandlung bei kontinuierlichem Kühlen (CCT-Diagramm) des Komponentensystems der vorliegenden Erfindung;
3(a) ist ein Schema, das eine charakteristische Phasenstruktur der Nebenphase, die durch die vorliegende Erfindung erhalten wurde, zeigt, während 3(b) ein Schema ist, das eine Phasenstruktur der Nebenphase in dem herkömmlichen TRIP-Stahl zeigt;
4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Cr-Menge und der Zugfestigkeit/Dehnung-Balance, zeigt, wobei der P-Wert als Parameter genommen wurde;
5 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Cr-Menge und dem dynamischen n-Wert zeigt, wobei der P-Wert als Parameter genommen wurde; und
6 ist eine Zeichnung zur Erläuterung der Work-hardening-Eigenschaft (WH) und der Bake-hardening-Eigenschaft (BH).
Beste Art und Weisen zur Durchführung der Erfindung
Die vorliegende Erfindung wird im Folgenden speziell erläutert.
Ein repräsentatives Diagramm der Umwandlung bei kontinuierlichem Kühlen (CCT-Diagramm) des herkömmlichen TRIP-Stahls ist in 1 gezeigt.
Wie in 1 gezeigt, wird bei dem herkömmlichen TRIP-Stahl dieser während eines kontinuierlichen Glühens in einen Zweiphasenbereich von α und γ erhitzt, dann einem raschen Abkühlen auf nahe 400°C unterworfen, wobei ein Bainitumwandlungsbereich erhalten wird, in diesem Temperaturbereich mehrere Minuten gehalten, wodurch eine Bainitumwandlung erhalten wird und gleichzeitig gelöster Kohlenstoff in nicht-umgewandeltem Austenit konzentriert wird, wobei eine Stabilisierung erfolgt, und so auf Raumtemperatur abgekühlt, dass dann nicht weniger als mehrere % Austenit verbleiben.
Jedoch wird, obwohl der derart hergestellte TRIP-Stahl hervorragende Festigkeit und Formbarkeit besitzt, kein ausreichendes Stauchverhalten erreicht, was bereits genannt wurde.
Im Hinblick auf das Obige führten die Erfinder der vorliegenden Erfindung eine Vielzahl von Experimenten und Untersuchungen zur Vermeidung der Bainit-Umwandlung durch und sie ermittelten infolgedessen die folgenden Tatsachen.

(1) Wenn geringe Mengen Cr als Komponente für den Stahl zugesetzt werden, zieht sich die Nase des Bainitumwandlungsbe reichs in dem im Vorhergehenden genannten CCT-Diagramm zur Seite langer Zeit zurück, wobei die Bildung von Bainit (insbesondere die Ausscheidung von Carbid) unterdrückt wird und stattdessen nadelförmiger Ferrit ausgeschieden wird.
(2) Bei einem kontinuierlichen Glühverfahren von kaltgewalzten Stahlblechen wird eine Trennung in vorgegebene Mengen von Ferrit und Austenit durch Halten eines Temperaturbereichs der Zweiphasenregion durchgeführt. Dementsprechend besteht keine Notwendigkeit zur Bildung des Ferrits während einer Abkühlstufe, und dies ist ein großer Unterschied gegenüber dem Warmwalzverfahren. In diesem Fall bewegt sich jedoch der Startpunkt der Perlitumwandlung zur Seite kurzer Zeit, wenn Cr allein zugesetzt wird, und dementsprechend gelangt Perlit in die Nebenphase. Wenn Perlit derart eine Kontamination bewirkt, wird kein sehr zufriedenstellendes Ergebnis erhalten, auch wenn die Bildung von Bainit unterdrückt wird.
(3) Wenn jedoch geringe Mengen P zusammen mit Cr zugesetzt werden, wird eine derartige Perlitumwandlung unterdrückt, wobei eine komplexe Struktur, die aus nadelförmigem Ferrit, Restaustenit und Martensit besteht, als die Nebenphase gebildet wird.
(4) Die derart gebildete Nebenphase, die aus nadelförmigem Ferrit, Restaustenit und Martensit besteht, verbessert das Stauchverhalten signifikant, ohne die Formbarkeit zu beeinträchtigen.

Ein repräsentatives CCT-Diagramm in dem Komponentensystem der vorliegenden Erfindung ist in 2 gezeigt.
Wie in dem Diagramm gezeigt, nimmt, wenn kleine Mengen Cr und P zugesetzt werden, die Nase des Bainitumwandlungsbereichs ab, während ein Bereich nadelförmigen Ferrits deutlich erscheint. Daher ist es, wenn ein derartiger Bereich nadelförmigen Ferrits über einen kurzen Zeitraum erhalten bleibt und danach rasches Abkühlen durchgeführt wird, nun möglich, die Nebenphase in einer komplexen Struktur, die aus nadelförmigem Ferrit, Restaustenit und Martensit besteht, herzustellen und ein kaltgewalztes Stahlblech mit sowohl hervorragender Formbarbkeit als auch hervorragendem Stauchverhalten zu erhalten.
Der hier verwendete nadelförmige Ferrit bedeutet einen solchen, wobei der lange Durchmesser des Korns etwa 10 μm oder weniger beträgt, das Seitenverhältnis 1:1,5 oder mehr beträgt und die Menge des ausgeschiedenen Cementits 5% oder weniger beträgt.
Hierbei wird eine Ausscheidung einer großen Menge (10% oder mehr) von Cementit bei Bainit des herkömmlichen TRIP-Stahls festgestellt, und daher unterscheidet sich der nadelförmige Ferrit der vorliegenden Erfindung klar von Bainit des TRIP-Stahls.
Die Phasenstruktur, die für die Nebenphase, die durch die vorliegende Erfindung erhalten wird, charakteristisch ist, ist in 3(a) gezeigt, während die Phasenstruktur der Nebenphase in dem herkömmlichen TRIP-Stahl in 3(b) gezeigt ist, beide als Schemata in der Mitte der Zeichnungen. Rings um die Nebenphase befindet sich Ferrit, der die Hauptphase ist.
Die Nebenphase des herkömmlichen TRIP-Stahls besitzt eine Phasenstruktur, in der Restaustenit verstreut verteilt ist, während in der Nebenphase der vorliegenden Erfindung nadelförmiger Ferrit und Martensit in Schichten angeordnet sind und Restaustenit an deren Grenzfläche (auf der Martensitseite) verstreut verteilt ist.
Daher besteht eines der kennzeichnenden Merkmale der vorliegenden Erfindung darin, dass nadelförmiger Ferrit in der Ne benphase derart ausgeschieden ist, und es wird angenommen, dass eine derartige Phase nadelförmigen Ferrits TS × El erhöht und auch den dynamischen n-Wert erhöht. Ferner kann, wenn passende Mengen von Martensit und nadelförmigem Ferrit in Schichten angeordnet sind, ein (WH + BH)-Wert von bis zu 100 MPa oder noch größer erreicht werden, obwohl die detaillierten Gründe hierfür unklar sind.
Hierbei wurde entsprechend dem Wissen der Erfinder der vorliegenden Erfindung festgestellt, dass, wenn die Grenzflächenrate zwischen nadelförmigem Ferrit und Martensit hoch wird, die Tendenz besteht, dass der dynamische n-Wert groß wird.
In der vorliegenden Erfindung beträgt der Anteil der oben genannten Nebenphase in der Stahlstruktur 3–40%.
Der Grund hierfür liegt darin, dass, wenn der Anteil der Phase weniger als 3% beträgt, kein ausreichendes Stauchverhalten erreicht wird, während, wenn er mehr als 40% beträgt, die Dehnung und infolgedessen die Zugfestigkeit/Dehnung-Balance gering werden. Ein bevorzugter Anteil beträgt 10–30%.
Hierbei wird in der vorliegenden Erfindung ein Stahlprüfling poliert und einem Ätzen mit einer Lösung von 2% Salpetersäure und Ethylalkohol unterworfen und der Phasenanteil mittels eines Bildanalysesystems für das Mikroskopbild desselben berechnet.
Im Hinblick auf den Anteil der einzelnen Phasen in der Nebenphase wird Martensit auf 10–80% (vorzugsweise 30–60%), Restaustenit auf 8–30% (vorzugsweise 10–20%) und nadelförmiger Ferrit auf 5–60% (vorzugsweise 20–50%) eingestellt.
Die Gründe hierfür sind die folgenden. So wird, wenn der Martensitanteil weniger als 10% beträgt, kein ausreichendes Stauchverhalten erreicht, während, wenn er mehr als 80% beträgt, die Dehnung und infolgedessen die Zugfestigkeit/Dehnung-Balance gering werden.
Wenn der Restaustenitanteil weniger als 8% beträgt, wird eine ausreichende Dehnung nicht erreicht, während, wenn er mehr als 30% beträgt, das Stauchverhalten schlechter wird.
Ferner wird, wenn der Anteil an nadelförmigem Ferrit weniger als 5% beträgt, kein gutes Stauchverhalten erreicht, während, wenn er mehr als 60% beträgt, die Dehnung geringer wird.
Im Hinblick auf den Anteil der einzelnen Phasen in der Gesamtstahlstruktur ist es günstig, wenn Martensit und nadelförmiger Ferrit jeweils auf 5–15% und Restaustenit auf etwa 2–10% eingestellt werden.
Indessen besteht in der vorliegenden Erfindung die Stahlstruktur nicht immer aus einer (aus Ferrit bestehenden) Hauptphase und einer Nebenphase (einer Mischphase, die aus Martensit, nadelförmigem Ferrit und Restaustenit besteht), sondern es kann sich in gewissem Ausmaß eine unerwünschte Bainitphase oder dergleichen ausscheiden. Jedoch besteht, auch wenn eine derartige dritte Phase hierbei als Kontamination enthalten und unerwünscht ist, überhaupt kein Problem hinsichtlich der Eigenschaften des Produkts, vorausgesetzt, deren Anteil beträgt 10% der Nebenphase oder weniger.
Nun werden die Gründe, weshalb die Komponenten und deren Mengen in dem Stahlblech wie oben angegeben beschränkt sind, im Folgenden erklärt.
C: 0,05–0,40 Masse-%
C ist ein verwendbares Element, das nicht nur wirksam dazu beiträgt, den Stahl fest zu machen, sondern auch Restaustenit ergibt. Jedoch ist, wenn die Menge weniger als 0,05 Masse-% beträgt, die Wirkung gering, während, wenn sie mehr als 0,40 Masse-% beträgt, die Duktilität geringer wird. Daher ist die Menge von C auf einen Bereich von 0,05–0,40 Masse-% beschränkt.
Si: 1,0–3,0 Masse-%
Si ist ein zur Bildung von Restaustenit notwendiges Element und muss für diesen Zweck zumindest in einer Menge von 1,0 Masse-% zugesetzt werden. Jedoch bewirkt eine Zugabe von mehr als 3,0 Masse-% nicht nur eine Abnahme der Duktilität sondern auch eine Abnahme der Zundereigenschaft, was zu einem Problem der Oberflächenqualität führt. Daher ist die Menge von Si auf einen Bereich von 1,0–3,0 Masse-% beschränkt.
Mn: 0,6–3,0 Masse-%
Mn ist ein Element, das nicht nur als Element zur Verfestigung sondern auch zur Bildung von Restaustenit verwendbar ist. Jedoch ist, wenn die Menge weniger als 0,6 Masse-% beträgt, die Wirkung gering, während, wenn sie mehr als 3,0 Masse-% beträgt, eine Verringerung der Duktilität erhalten wird. Daher ist die Menge von Mn auf einen Bereich von 0,6–3,0 Masse-% beschränkt.
Cr: 0,02–1,5 Masse-%
Die Zugabe von Cr kennzeichnet die vorliegende Erfindung und infolge der Zugabe von Cr ergibt die Nebenphase nadelförmigen Ferrit, was bereits genannt wurde. Für diesen Zweck ist die Zugabe von mindestens 0,02 Masse-% Cr notwendig, jedoch wird, wenn mehr als 1,5 Masse-% zugesetzt werden, grobes und viel Cr-Carbid gebildet und gleichzeitig erfolgt die Bildung von Perlit, wodurch die Duktilität verschlechtert und außerdem die Zugfestigkeit/Dehnung-Balance, der dynamische n-Wert und (WH + BH) alle niedrig werden. Demgemäß ist die Menge von Cr auf einen Bereich von 0,02–1,5 Masse-% beschränkt. Vorzugsweise beträgt sie 0,1–0,7 Masse-%.
P: 0,010–0,20 Masse-%
P ist ein verwendbares Element, das nicht nur wirksam zur Verbesserung der Festigkeit durch Lösung in Ferrit beiträgt, sondern auch die Perlitumwandlung, die eine Ursache für die Verschlechterung der Duktilität ist, bei Zugabe von nur Cr unterdrückt, die Zugfestigkeit/Dehnung-Balance durch Bilden der Nebenphase in einer Struktur, die hauptsächlich Martensit, nadelförmigen Ferrit und Restaustenit umfasst, verbessert und auch den dynamischen n-Wert und (WH + BH) verbessert.
Um die im Vorhergehenden angegebene Wirkung zu erreichen, ist eine Zugabe von mindestens 0,010 Masse-% notwendig, doch ist, wenn eine Menge von mehr als 0,20 Masse-% zugesetzt wird, die Schweißbarkeit verschlechtert. Demgemäß ist die Menge von P auf einen Bereich von 0,010–0,20 Masse-% beschränkt. Ein bevorzugter Bereich ist 0,02–0,10 Masse-%.
4 und 5 zeigen das Ergebnis der Untersuchung der Beziehung zwischen der Cr-Menge und der Zugfestigkeit/Dehnung-Balance und auch dem dynamischen n-Wert, wobei die Menge von P als Parameter genommen wird.
Aus 4 und 5 wird klar, dass in Bereichen, in denen die Cr-Menge 0,02–1,5 Masse-% beträgt und die Menge von P nicht weniger als 0,010 Masse-% beträgt, die Anforderungen TS × El ≧ 24.000 (MPa·%) und dynamischer n-Wert ≧ 0,35 erfüllt werden, wobei eine hervorragende Formbarkeit und ein hervorragendes Stauchverhalten erreicht werden.
Insbesondere wird, wenn die Menge von P 0,020 Masse-% oder mehr beträgt, ein weitaus besserer charakteristischer Wert erhalten, wobei der dynamische n-Wert 0,37 oder mehr beträgt.
Al: 0,01–0,3 Masse-%
Al liefert einen wirksamen Beitrag als Desoxidationsmittel und für diesen Zweck ist ein Gehalt von mindestens 0,01 Masse-% notwendig, während, auch wenn es in einer Menge von mehr als 0,3 Masse-% zugesetzt wird, die Wirkung gesättigt ist und eher der Nachteil im Hinblick auf die Kosten deutlich wird. Daher ist die Menge von Al auf einen Bereich von 0,01–0,3 Masse-% beschränkt.
Im Vorhergehenden wurden Grundkomponenten genannt, und außer diesen können Ti und Nb als Komponenten zur Verbesserung der Festigkeit und Ca und Seltenerdmetalle als Komponenten zur Verbesserung der Formbarkeit in dem im Folgenden genannten Bereich zugesetzt werden.
Ti: 0,005–0,25 Masse-%; Nb: 0,003–0,1 Masse-%
Sowohl Ti als auch Nb leisten einen wirksamen Beitrag zur Verbesserung der Festigkeit und sie können daher, falls nötig, zugesetzt werden. Jedoch ist, wenn die Menge zu klein ist, die Wirkung durch eine Zugabe gering, während, wenn sie zu groß ist, eine Verringerung der Duktilität erhalten wird. Demgemäß werden sie vorzugsweise in dem im Vorhergehenden genannten Bereich zugesetzt.
Ti und Nb sind auch zur Verhinderung von Zwischenkornrissen am Rand, die bei Warmwalzen eines Stahls der Art der vorliegenden Erfindung mit mittlerem Kohlenstoffgehalt entstehen können, verwendbar.
Ca: 0,1 Masse-% oder weniger; Seltenerdmetalle: 0,1 Masse-% oder weniger
Ca und Seltenerdmetalle steuern wirksam die Form von Oxiden und Sulfiden und leisten einen wirksamen Beitrag zur Verbesserung der Formbarkeit, insbesondere der Streckflanschumformbarkeit. Jedoch ist, wenn die einzelnen Mengen mehr als 0,1 Masse-% betragen, die Wirkung gesättigt und es kann außerdem während des Warmwalzens Rissbildung stattfinden. Daher wird vorzugsweise jedes derselben in einer Menge von 0,1 Masse-% oder weniger zugesetzt.
Hierbei werden Ca und Seltenerdmetalle jeweils vorzugsweise in einer Menge von 0,0003 Masse-% oder mehr zugesetzt, um zuverlässig die im Vorhergehenden genannte Wirkung zu erreichen.
Nun wird das Verfahren zur Herstellung des Stahls der vorliegenden Erfindung genannt. Zusammenfassend gesagt, soll eine komplexe Struktur, die aus Martensit, nadelförmigem Ferrit und Restaustenit besteht, in dem Stahl der vorliegenden Erfindung als Nebenphase gebildet werden, und daher soll das Abkühlen längs einer wie in 2 gezeigten Abkühlkurve durchgeführt werden.
Daher wird das mittels Warmwalzen durch ein übliches Verfahren erhaltene warmgewalzte Blech mittels Beizen oder dergleichen entzundert und dann einem Kaltwalzen mit einer Druckverringerungsrate von nicht weniger als 30% oder vorzugsweise 50–80% unterzogen, wobei ein kaltgewalztes Blech erhalten wird.
Dann wird das erhaltene kaltgewalzte Blech durch kontinuierliches Glühen auf einen Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit bei etwa 740–820°C erhitzt, bei dieser Temperatur gehalten oder allmählich mit einer Rate von nicht höher als 10°C/Sekunde allmählich abgekühlt, dann von 600°C oder höher auf den Bereich nadelförmigen Ferrits bei 350–450°C mit einer Rate von 20–60°C/s abgekühlt und 0,5–5 min bei dieser Temperatur gehalten (oder allmählich abgekühlt). Danach wird es mit einer Rate von nicht höher als 50°C/s auf Raumtemperatur gekühlt, wobei die Nebenphase, die aus nadelförmigem Ferrit, Martensit und Restaustenit besteht, gebildet wird.
Von den im Vorhergehenden genannten Herstellungsstufen besteht das kennzeichnende Merkmal als Zyklus für kontinuierliches Glühen darin, dass eine gewünschte Wirkung durch eine relativ langsame Rate für das Abkühlen auf 350–450°C im Vergleich zu der Abkühlrate, die im Stand der Technik, beispielsweise dem im Vorhergehenden genannten geprüften veröffentlichten japanischen Patent Hei-05/064215 und der offengelegten Patentveröffentlichung Hei-04/333524, offenbart ist, erreicht werden kann. So wird im Stand der Technik das Abkühlen mit einer Rate von 50°C/s oder höher in der ersteren Literaturstelle und mit einer Rate von etwa 10–200°C/s in der letzteren zur Bildung einer Nebenphase, die hauptsächlich Bainit und Restaustenit umfasst, durchgeführt.
Bei der Herstellung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung wird jedoch die Abkühlrate auf 60°C/s oder niedriger verringert, wobei eine gewünschte Struktur erhalten wird. Daher besteht keine Notwendigkeit, als Kühlmittel eine Nebelkühlung oder Wasserkühlung anzuwenden, was hohe Kosten erfordert, sondern eine Kühlung durch einen Gasstrom oder eine Walze ist ausreichend. Daher ist der so hergestellte Stahl nicht nur hinsichtlich der Kosten sondern auch hinsichtlich der Oberflächeneigenschaft vorteilhaft.
Im Hinblick auf die Haltezeit im Bereich nadelförmigen Ferrits bei 350–450°C ist es zwingend notwendig, die Obergrenze auf 6 min zu legen. Der Grund hierfür liegt darin, dass, wenn die Haltezeit bei dem nadelförmigem Ferrit zu lang ist, Bainit gebildet wird, wodurch die Nebenphase, die eine gewünschte Struktur ist, nicht erreicht wird.
Hierbei werden in den im Vorhergehenden genannten Literaturstellen für den Stand der Technik als Obergrenzen für die Retentionszeit 10 min bzw. 20 min genannt. Daher ist es ganz offensichtlich, dass die Struktur der Nebenphase der vorliegenden Erfindung von der des Standes der Technik gänzlich verschieden ist.
Beispiele
Stahlbrammen verschiedener Zusammensetzungen, die in Tabelle 1 angegeben sind, wurden bei 1200°C erhitzt, dann einem Fertigwarmwalzen bei 860°C unterzogen und bei 580°C aufgewickelt, wobei ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 3,2 mm erhalten wurde.
Dann wurde das Blech nach dem Durchführen eines Beizens einem Kaltwalzen bis zu einem Ausmaß von 1,2 mm unterzogen.
Danach wurde es mit einer Rate von 10°C/s unter Verwendung eines Ofens für kontinuierliches Glühen auf 800°C erhitzt, 40 s bei dieser Temperatur gehalten, mit einer Rate von 4°C/s allmählich auf 635°C abgekühlt, dann mit einer Rate von 43°C/s auf einen Bereich nadelförmigen Ferrits von 410°C abgekühlt, 180 s bei dieser Temperatur gehalten und mit einer Rate von 10°C/s auf Raumtemperatur abgekühlt. Danach wurde ein Anlasswalzen von 1,0% durchgeführt.
Zugteststücke wurden aus dem erhaltenen kaltgewalzten Blech ausgeschnitten und jedes der Teststücke wurde einem Zugtest unter der Bedingung, dass die Belastungsrate 2 × 10^–2/s betrug, unterzogen, wobei die Streckgrenze (YS), Zugfestigkeit (TS) und Dehnung (El) bestimmt wurden.
Außerdem wurde ein Material für den Hopkinson-Stab-Stoßspannungstest (Zairyo to Purosesu, Band 9, (1996), S. 1108–1111) verwendet und einem Spannungstest unter der Bedingung, dass die Belastungsrate 2 × 10³/s betrug, unterworfen, wobei der momentane n-Wert (dynamische n-Wert), wenn die Dehnung 10% betrug, bestimmt wurde.
Ferner wurde ein Lochausdehnungstest unter Verwendung eines konischen Locheisens mit einem oberen Winkel von 60° unter der Bedingung eines Führungslochs, das einen Durchmesser von 10 mm besitzt, das mit einem lichten Raum von 12,5% durchbohrt ist, durchgeführt. Die Streckflanschformbarkeit (λ) wurde gemäß der folgenden Gleichung berechnet: λ = [d1 – d0)/d0] × 100
In der Gleichung ist d₀ der Durchmesser eines Führungslochs und d₁ der Durchmesser eines Lochs, wenn bei Ausdehnung des Lochs durch das Blech laufende Risse um das Loch gebildet werden.
Des Weiteren wurde das Maß an Work-hardening (WH) bei Druckumformen und das Maß an Bake-hardenening (BH) bei anschließendem Lackieren/Brennen (170°C) ebenfalls ermittelt. Hierbei wurden WH und BH aus 6 unter Verwendung einer Zugtestvorrichtung mit einer Belastungsrate von 2 × 10^–2/s bestimmt.
Die Stahlstruktur, die TS × El-Balance, der dynamische n-Wert, die Streckflanschformbarkeit und WH + BH wurden für jedes der kaltgewalzten Stahlbleche getestet und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 und Tabelle 3 angegeben.
Aus den Tabellen 2 und 3 ist klar, dass alle Produkte, in denen eine komplexe Struktur aus Martensit, nadelförmigem Ferrit und Restaustenit als die Nebenphase gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet war, eine hervorragende Zugfestigkeit/Dehnung-Balance und hervorragendes Stauchverhalten, das die guten Werte von TS × El ≧ 24.000 MPa·% bzw. dynamischer n-Wert ≧ 0,35 aufwies, zeigten und ferner auch gute Werte von Work-hardening und Bake-hardening WH + BH ≧ 100 MPa zeigten.
Wenn Ca und Seltenerdmetalle ferner zugesetzt wurden, kann auch die Streckflanschformbarkeit verbessert werden.
Gewerbliche Verwendbarkeit
Wenn eine Hauptphase Ferrit und eine Nebenphase eine aus Martensit, nadelförmigem Ferrit und Restaustenit bestehende komplexe Struktur gemäß der vorliegenden Erfindung ist, ist es nun möglich, ein kaltgewalztes Stahlblech mit sowohl hervorragender Formbarkeit als auch hervorragendem Stauchverhalten zu erhalten.
Infolgedessen ist es beim derzeitigen Stand, in dem die Gewichtsverringerung von Kraftfahrzeugen angestrebt wird und die Sicherheit von Kraftfahrzeugen ebenfalls ernsthaft in Betracht gezogen wird, möglich, ein kaltgewalztes Stahlblech mit hervorragender Eigenschaft im Hinblick auf die Aufgabe eines guten Stauchverhaltens, das in den letzten Jahren als Maßstab für die Sicherheit bei einem Zusammenstoß öffentliche Aufmerksamkeit erhält, zu erhalten. Tabelle 1
Tabelle 2

M:: Martensit,
AF:: nadelförmiger Ferrit,
γ:: Restaustenit;
B:: Bainit,
P:: Perlit

Tabelle 3

Claims

Kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Bruchverhalten besitzt und Ferrit als Hauptphase aufweist und eine aus Martensit, nadelförmigem Ferrit und Restaustenit bestehende Nebenphase aufweist, wobei der Anteil der Nebenphase in der Stahlstruktur 3–40% beträgt und wobei in der Nebenphase die Anteile von Martensit, Restaustenit und nadelförmigem Ferrit 10–80%, 8–30% bzw. 5–60% betragen.
Kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Bruchverhalten besitzt, gemäß Anspruch 1, wobei das Stahlblech 0,05–0,40 Masse-% C, 1,0–3,0 Masse-% Si, 0,6–3,0 Masse-% Mn, 0,02–1,5 Masse-% Cr, 0,010–0,20 Masse-% P und 0,01–0,3 Masse-% Al enthält, während der übrige Teil im Wesentlichen aus Fe besteht.
Kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Bruchverhalten besitzt, gemäß Anspruch 2, wobei das Stahlblech mindestens eine Komponente, die aus 0,005–0,25 Masse-% Ti und 0,003–0,1 Masse-% Nb ausgewählt ist, enthält.
Kaltgewalztes Stahlblech mit hoher Festigkeit und hoher Formbarkeit, das ein hervorragendes Bruchverhalten besitzt, gemäß Anspruch 2 oder 3, wobei das Stahlblech mindestens eine Komponente, die aus 0,1 Masse-% oder weniger Ca und 0,1 Masse-% oder weniger Seltenerdmetallen ausgewählt ist, enthält.