DE2433665A1

DE2433665A1 - Verfahren zur herstellung von kaltverformten hochspannungs-stahlblechen

Info

Publication number: DE2433665A1
Application number: DE2433665A
Authority: DE
Inventors: Kenzi Araki; Shiro Fukunaka; Hirosi Narita; Kuniki Uchida
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1973-07-12
Filing date: 1974-07-12
Publication date: 1975-02-13
Also published as: FR2236945B1; US3904446A; JPS5441983B2; GB1435460A; DE2433665B2; FR2236945A1; JPS5026714A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von billigem, kaltverformtem, hochfestem bzw. Hochspannungsstahl, insbesondere ein Verfahren zur Herstellung von kaltverformtem
Stahl mit ausgezeichneten Schnellalterungseigenschaften (accelerated aging (AA) properties), bei dem beträchtliche Festigkeitssteigerungen erzielt werden, wobei die Zugfestigkeit von 4-0
bis 80 kg/mm aufrecht erhalten wird, und insbesondere die
Streckgrenze durch die spätere Wärmebehandlung nach dem Pressen in der Praxis weiter gesteigert wird.

Es ist bekannt, daß sich die Entwicklung von kaltverformtem
Stahl nach sog. Flußstahl oder weichem Stahl mit niedriger
Streckgrenze ausrichtet. Infolge der allgemeinen Sicherheitsbestrebungen bei Kraftfahrzeugen, insbesondere Personenkraftfahrzeugen, besteht jedoch ein verstärktes Bedürfnis nach
kaltverformtem Stahl mit hoher Zugfestigkeit. Hierzu sind bereits zahlreiche Vorschläge gemacht und in die Praxis umgesetzt worden, die grob in folgende Verfahren (1) bis (4-) eingeteilt werden können:

(1) Bei diesem Verfahren wird eine vollständige Rekristallisation durch Verwendung besonderer Elemente, wie Titan, Niob, Kupfer oder Nickel, erzielt.

(2) Bei diesem Verfahren werden die Glühbedingungen so gesteuert, daß die Kaltverarbeitungsstruktur teilweise erhalten

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bleibt.

(3) Bei diesem Verfahren wird der Stahl mit vervollständigter Rekristallisation kaltverformt, und man versucht, die Festigkeit durch Kaltverfestigung bzw. Aufhärtung zu erhöhen.

(4) Bei diesem Verfahren wird die Festigkeit durch Abschrecken des niedriggekohlten Stahls erhöht.

Die vorgenannten Verfahren weisen in einer oder anderer Hinsicht Mangel auf. So ist z.B. das Verfahren (1) wegen seiner hohen Kosten nachteilig, während bei dem Verfahren (2) Ausscheidungen in Längsrichtung erfolgen, wenn Unterschiede in der Glühtemperatur zwischen den inneren und äußeren Eingen des Bundes auftreten. Bei dem Verfahren (3) wird zwar die Festigkeit erhöht, jedoch wird die Dehnung nicht proportional erhöht, wodurch ein wichtiges Problem ungelöst bleibt. Auf der anderen Seite ist das Verfahren (4) zur Erzeugung von billigem, kaltverformtem Hochspannungss^ahl geeignet, und in Weiterverfolgung dieses Verfahrens sind verschiedene Vorschläge gemacht worden, d.h. in den bekanntgemachten JA-PA 3020/65 , 95^1/71 und 9542/71.

Das in der bekanntgemachten JA-PA 3020/65 beschriebene Verfahren ist in Großbritannien unter der Bezeichnung BISBA-Verfahren bekannt. Hierbei wird der kaltverformte Bandstahl auf 740 bis 850⁰C erwärmt, auf 15O bis 25O⁰C abgeschreckt, und nach dem Aufwickeln einer Überalterungsbehandlung durch Selbsttemperung des Bundes unterworfen. Der durch dieses Verfahren hergestellte Stahl besitzt keine Schnellalterungseigenschaften, d.h. AA-Eigenschaften, die durch die Wärmebehandlung, wie das Einbrennen des Überzugs nach dem Pressen^ verursacht werden, was eine übermäßige Erniedrigung der Festigkeit bedingt. Demgemäß ist es erforderlich, den Kohlenstoffgehalt weiter zu erhöhen, wenn die Festigkeit erhöht werden soll. Gleichzeitig wird das kontinuierliche Verfahren durch die vorgenannte 'Selbsttemperung unterbrochen, worunter wiederum die Produktivität leidet.

Das in den bekanntgemachten JA-PA 9541/71 und 9542/71 be-

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schriebene Verfahren ist in den V.St.A. unter der Bezeichnung INLAND-Verfähren bekannt. Bei dem ersten Verfahren wird der Bund, der feinen Zementit oder körnigen Zementit und Ferrit enthält, auf eine (Temperatur oberhalb des 'A,-Punkts- erwärmt, um ein vollständiges Austenit-G-efüge zu erzeugen, das kein "terminated" Perlit enthält; anschließend wird gleichmäßig abgeschreckt, um ein G-efüge zu erhalten, das im wesentlichen aus Martensit besteht. Bei dem zweiten Verfahren wird der Bund auf den A. bis A^-Punkt erhitzt, um eine teilweise Austenitbildung zu erzielen; anschließend wird gleichmäßig abgeschreckt, um das Mischgefüge aus Ferrit und Martensit zu erhalten. Die Mängel der nach diesen Verfahren hergestellten Stähle liegen darin, daß ihre Festigkeit auf etwa 15 kg/mm durch das Überziehen und Einbrennen nach dem Pressen erniedrigt wird, und daß sie eine schlechte Zähigkeit im Vergleich zu ihrer Festigkeit besitzen. Dies bedeutet, daß der Stahl sehr schwierig zu handhaben ist, da er beim Pressen hart ist und bei der Endfertigung weich wird.

Im Gegensatz hierzu wird bei dem von der INLAND Steel Corporation entwickelten Verfahren (vgl. Blast Furnace and Steel Plant, 1971, Seite 149 bis 153) die Festigkeit des Stahls, der die vorgenannten ausgezeichneten AA-Eigenschaften besitzt, durch die Wärmebehandlung nach dem Pressen verbessert. Hierbei werden etwa 100 ppm Stickstoff, insbesondere zu Beginn der Stahlherstellung, zugegeben. Dieser Stahl wird in herkömmlicher Weise kaltverformt, chargenweise geglüht und dann zum Versand gebracht. Man erwartet von dem Abnehmer, daß er nach Anwendung eines geeigneten Preßverfahrens eine Wärmebehandlung zur Verbesserung der Festigkeit durchführt. Diese Erhöhung der Festigkeit geht, wie vorstehend beschrieben, auf die Alterung des Stickstoffs zurück. Leider ist dieser Effekt automatisch begrenzt, so daß die Anfangsfestigkeit nur 40 bis 5° kg/mm hinsichtlich der Zugfestigkeit beträgt, während der genannte AA-Effekt ebenfalls nur 5 bis 6 kg/mm beträgt, wodurchddie Anwendungszwecke begrenzt sind. Es kann somit festgestellt werden, daß bisher kein Verfahren existiert, mit

dem stabile AA-Effekte bei der Streckgrenze von etwa 9 kg/mm

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- 4 "bei der Einbrennstufe nach dem Pressen möglich wären.

Eine Aufgabe der Erfindung besteht deshalb darin, ein Verfahren zur Herstellung von Hochspannungs-Stahlblechen, die der Sicherheitssteigerung bei Kraftfahrzeugen durch Verbesserung der Schnellalterungseigenschaften der Bleche dienen, zur Verfugung zu stelüsn.

Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung von Hochspannungs-Stahlblechen mit ausgezeichneten Schnellalterungseigenschaften, unter Anwendung eines Durchlauf -Glühofens und ohne Zugabe eines besonderen Elements zur Verfugung zu stellen.

Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung von kaitverformten Hochspannungs-Stahlblechen durch Erzeugung des Stahls, Warmwalzen, Kaltverformung und Durchlauf-Hochglühen, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man zur Erzielung ausgezeich neter Schnellalterungseigenschaften

(1) bei der Stahlerzeugung im wesentlichen den Kohlenstoff- und Mangangehalt innerhalb des Bereiches 0,04-bis 0,12 % bzw. 0,20 bis 1,60 $ steuert,

(2) das Warmwalzen bei einer Fertigtemperatür von über 800 0 und einer Wickeltemperatur von unter 700⁰C durchführt, und

(3) beim Durchlauf hochglühen

(a) das wandernde Stahlband auf eine Temperatur von 700 bis 900⁰C erwärmt und 10 bis 120 Sekunden bei dieser Temperatur hält,

(b) das so erhaltene Stahlband mit einem Wasserstrahl rasch auf Raumtemperatur abkühlt, sowie

(c) das abgekühlte Band wieder auf eine Temperatur von 150 bis 400⁰C erwärmt und nach Maßgabe der Wiedererwärmungstemperaiur 2 bis 300 Sekunden bei dieser Temperatur hält.

Das Verfahren der Erfindung ist in erster Linie dadurch charak-, terisiert, daß die Herstellung durch Anwendung des Durchlaufglühens erfolgt. Das Erhitzen und Durchwärmen bzw. Durchziehenlassen erfolgt im Bereich von 700 bis 900⁰C, wobei das

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_ 5 —

Lösungsglühen von kaltverformtem Stahl erreicht wird, und der Stahl wird durch den Wasserstrahl von der oben genannten Temperatur auf Kaumtemperatur abgeschreckt. Anschließend wird der Stahl wieder auf 15O bis 4OO°C erwärmt und bei der zuletzt genannten Temperatur gealtert. Diese Alterung dient nicht der Vervollständigung der Ausscheidung von Kohlenstoff im Stahl, sondern dazu, daß der Kohlenstoff teilweise gelöst bleibt. Anschließend wird der Stahl auf Raumtemperatur abgekühlt und dann aufgewickelt. Nach dem Anlassen erreicht man

sicher eine Zugfestigkeit von 40 bis 80 kg/mm . Unterwirft man das so erhaltene Stahlblech der Wärmebehandlung zum Einbrennen des Überzugs des Stahls nach dem Pressen, so wird die Streck-

grenze um etwa 7 bis 11 kg/mm , im Vergleich zu der Anfangsfestigkeit vor dem Pressen, verbessert.

Der Stahl, auf den das Verfahren der Erfindung angewendet werden kann, enthält im wesentlichen 0,04 bis 0,12 % Kohlenstoff und 0,10 bis 1,60 % Mangan. Besondere Elemente müssen nicht zugesetzt werden. Zur Stahlherstellung und weiteren Verarbeitung können die herkömmlichen öfen und Verfahren angewendet werden, einschließlich der Herstellung von Blöcken bzw. Barren, des Blockwalzens, des kontinuierlichen Gießens use. Nach dem Zuschärfen bzw. Abschärfen wird der Stahl auf etwa 1250^OC oder darüber erwärmt, bei einer Fertigtemperatur von 800⁰C oder darüber warmgewalzt und bei einer Temperatur von 700⁰C oder darunter aufgewickelt. Nach dem Beizen können herkömmliche Kaltformungsverfahren angewendet werden. Bei dem Glühen in der nachfolgenden Stufe handelt es sich um ein Durchlauf-Hochglühen bzw. -Grobkornglühen. In diesem Fall wird der Bandstahl bis auf 7OO bis 900°C erwärmt und 10 bis 120 Sekunden bei der angegebenen Temperatur gehalten. Die Temperatur liegt vorzugsweise zwischen A. und 850⁰C und sollte streng kontrolliert werden, da hierdurch die Festigkeit des Endprodukts in sehr starkem Maß beeinfluß wird.

Auf diese Weise wird Kohlenstoff bei den vorgenannten Maßnahmen der Wärmebehandlung und dem Durchziehenlassen in Lösung gebracht». Das folgende Abschrecken von der angegebenen Tempe-

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ratur sollte so schnell wie möglich, erfolgen. Aus diesem Grund wird die Verwendung eines Wasserstrahls bevorzugt, da der Kohlenstoff im Stahl, wie vorstehend erwähnt, als Lösungs-Kohlenstoff verbleibt. Der auf diese Weise auf Raumtemperatur abgeschreckte Bandstahl wird wieder auf I50 bis 400⁰C, vorzugsweise 180 bis 300⁰C, erwärmt und einige Zeit bei dieser Temperatur gehalten. Die optimale Zeitdauer hängt von der wiedererwarmungstemperatur ab. Vorzugsweise dauert das Erwärmen im Bereich von I50 bis 180⁰C 15 bis 3OO Sekunden, im Bereich von 180 bis 3OO C 4 bis 3OO Sekunden, insbesondere 20 bis 120 Sekunden, und im Bereich von 300 bis 400⁰C 2 bis 200 Sekunden. Durch diese Art der Alterung bei niedriger Temperatur findet keine vollständige Ausscheidung des vorgenannten Lösungs-Kohlenstoffs im Stahl statt, dieser bleibt vielmehr teilweise in Lösung. Anschließend wird die Abkühlung des wandernden Bendstahls auf Raumtemperatur erzwungen, worauf der Bandstahl aufgewickelt und angelassen wird. Die so erhaltenen Stahlbleche erreichen leicht folgende Eigenschaften:

Zugfestigkeit: 40 bis 80 kg/mm²

Streckgrenze: 30 bis 60 kg/mm Zugfestigkeit (kg/mm ) + Dehnung (%): über 73

Der Wert aus Zugfestigkeit (TS) in kg/mm , und Dehnung (El), in %, wird als Maßzahl (Index) zur Bewertung der Ausgeglichenheit zwischen den beiden Eigenschaften verwendet, da eine Erhöhung der Festigkeit im allgemeinen eine Erniedrigung der Dehnung, die ein Haß für die Zähigkeit ist, mit sich bringt. Der erfindungsgemäß hergestellte Stahl bringt somit eine beträchtliche Verbesserung hinsichtlich der Festigkeit, insbesondere bei der Streckgrenze von mindestens 7 kg/mm mit sich, wenn die Wärmebehandlung von 100 bis 200⁰C nach dem Pressen und Verformen zu der gewünschten Gestalt durchgeführt wird. Dies ist natürlicherweise den Alterungseinflüssen des Lösungs-Kohlenstoffs zuzuschreiben, der bei der oben genannten Ifiedrigtemperatur-Alterungsbehandlung teilweise erhalten bleibt. Mit anderen Worten, die Verformung kann zur Zeit des Pressens

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wegen der vergleichsweise niedrigen Streckgrenze leicht vorgenommen werden, die ausgezeichnete gepreßte Gestalt der Formkörper wird somit, so wie sie ist, eingefroren, und der vorgenannte Kohlenstoff-Alterungseffekt tritt bei dem Einbrennprozeß für die genannten Formkörper wegen der üblicherweise auf die so gestalteten Formkörper angewendeten Wärme zutage* Hiermit hängt eine wichtige Aufgabe der Erfindung sowie die erzielte Sicherheit zusammen, wenn ein solcher Stahl, ζ .Β. für Personenkraftfahrzeugej verwendet wird.

Das Verfahren der Erfindung ist weiterhin anhand der einzelnen Stufen beschrieben.

Bei dem in dem Stahl enthaltenen Kohlenstoff handelt es sich um ein Element, das erfindungsgemäß eine wichtige Rolle spielt. Seine untere Grenze liegt bei 0,04 %, angesichts des gleichmäßigen Betriebs des verwendeten Konverters in den meisten Stahlherstellungsstufen, und der Notwendigkeit, die erforderliche Festigkeit für den Stahl aufrechtzuerhalten. Die obere Grenze liegt angesichts der Preßverformbarkeit und der Schweißbarkeit bei 0,12 %. Im einzelnen wird die obere Grenze vorzugsweise innerhalb des vorgenannten Bereiches nach Maßgabe der erforderlichen Stahlfestigkeit ausgewählt. Die untere Grenze des Mangangehalts liegt wegen der Rotbrüchigkeit bei 0,10 %. Die obere Grenze liegt angesichts gleichmäßiger Bedingungen für die Blockherstellung bei 1,60 %. In der Praxis wird der Mangangeshalt innerhalb des Bereiches von 0,10 bis 1,60 % ausgewählt, wie dies auch bei der Festlegung des Kohlenstoffgehalt s der Fall ist.

Man beobachtet keine unerwünschten Wirkungen, wenn Silicium und Aluminium in Mengen von 0,2 bzw. 0,02 % oder darunter zum Zwecke der Desoxydationssteuerung anwesend sind. Keine besonderen Beschränkungen bestehen hinsichtlich Phosphor und Schwefel; diese Elemente können in üblichen Mengen enthalten sein.

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Die Warmwalzbedingungen zur Erzielung eines gleichmäßigen Warmwalzgefüges sind vorzugsweise so, daß die Fertigtemperatur über 800°C, vorzugsweise über 830°C oder darüber, liegt. Die Aufwickeltemperatur kann auf der gleichen Höhe wie die für gewöhnliche kaltverformte Bleche liegen, d.h. unter ⁰ oder 500 bis 6 50° C im technischen Maßstab. Es ergeben sich keine besonderen Probleme, wenn normales Beizen und Kaltwalzen nach dem Warmwalzen angewendet werden.

Die Erfindung ist in höchst ausgeprägter Weise durch ihren Glühprozeß charakterisiert. Dieser Glühprozeß wird kontinuierlich durchgeführt und beginnt mit dem Ablaufen der kaltgewalzten Bunde bzw. Ringe und endigt mit dem Aufwickeln des geglühten Stahlbands.

Die Bedingungen bei der Wärmebehandlung sind so, daß das Stahlband bis zu einer Temperatur erwärmt wird, wo eine große Menge Lösungs-Kohlenstoff gebildet wird, um die erforderliche Festigkeit zu erreichen, da der Härtungsmechanismus des erfindungsgemäß hergestellten Stahls in großem Umfang von dem Lösungskohlenstoff im Stahl, der feinen Ausscheidung hiervon und der Härtung hierdurch abhängt. So beträgt z.B. bei der Wärmebehandlung die Temperatur mindestens 700⁰C oder liegt über der A^-Temperatur. Auf der anderen Se ite wird durch den Anstieg der Wärmebehandlungstemperatur in dieser Weise eine Vergrößerung des Abschreckgefüges des Martensit-Systems bewirkt, wodurch die Festigkeit des Stahls erhöht wird. Hierdurch wird jedoch gleichzeitig die Dehnung herabgesetzt, da die Unterschiede in der Härte zwischen der Ferrit-Matrix und dem Abschreckgefüge zunehmen, wenn die Teilchen der zweiten Phase größer werden. Aus diesem Grund sollte hinsichtlich der Erwärmungstemperatur eine obere Grenze vorhanden sein, die z.B. bei höchstens 900⁰C, im technischen Maßstab bei 85O⁰C, liegt.

Die Zeitdauer, für die das Wandernde Stahlband bei der Wärmebehandlungstemperatur gehalten wird, ist vorzugsweise mindestens so lang, daß sie für das kaltgewalzte Stahlband aus-

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reicht, um die Rekristallisation zu vervollständigen, und für den Kohlenstoff im Stahl ausreicht, um in Lösung zu gehen. Dies ist der Grund für die untere Grenze von 10 Sekunden. Je länger die Verweilzeit wird, desto stärker tritt jedoch die durch das Kornwachstum nach der Rekristallisation bedingte Erweichungsbeschleunigung ein, was zur gleichen Zeit eine Ausdehnung der Erwärmungs-Durchwärmungszone in dem kontinuierlichen Ablauf und eine Erniedrigung der Bandgeschwindigkeit erfordert. So liegt z.B. die obere Grenze bei 120 Sekunden oder darunter.

Das so erwärmte und durchgewärmte wandernde Stahlband wird durch einen Wasserstrahl auf Raumtemperatur abgeschreckt. In diesem Fall wird das Abspritzen mit Wasser dazu verwendet, um die Abkühlungsgeschwindigkeit zu steigern und den vollen Kühleffekt, unabhängig vom Ort, d.h. "in der Luft" oder "unter Wasser", zu gewährleisten. Beim Abschrecken des wandernden Stahlbands durch Eintauchen in Wasser entsteht augenblicklich ein Wasserdampffilm auf der Oberfläche des Stahlbands, der die Wärmeleitfähigkeit sehr stark herabsetzt und demgemäß die Abkühlungsgeschwindigkeit außerordentlich erniedrigt. Der erfindungsgemäß verwendete Wasserstrahl ist zur Beseitigung des Dampffilms am besten geeignet, und im Rahmen der erfindungsgemäß durchgeführten Versuche wurde nachgewiesen, daß eine Abkühlungsgeschwindigkeit von über J>OOQ°G/sec leicht erreicht werden kann. Auf der anderen Seite wurde bestätigt, daß eine durch einfaches Eintauchen in ein Wasser-, öl-, Salz- oder Metallbad bewirkte Abkühlungsgeschwindigkeit unter 1000°G/sec liegt. Der Grund für die Anwendung einer so hohen Abkühlungsgeschwindigkeit bei dem Verfahren der Erfindung liegt darin, daß der durch den Prozeß des Erwärmens und Durchziehenlassens erhaltene gelöste Kohlenstoff bei Raumtemperatur erhalten bleiben soll. Das vorstehend erwähnte Abschrecken auf Raumtemperatur besitzt einen entscheidenden Einfluß auf die bei niedriger Temperatur vorgenommene Alterungsbehandlung, die in der nächsten Stufe erfolgt.jBeim Wiedererhitzen als dem.erfolgreichen Prozeß der vorgenannten Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur wird zunächst der Ausscheidungskeim für feines Carbid

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. - 10 -

des Lösungskohlenstoffs im Stahl gebildet. Das so entstandene feine Carbid hat einen recht günstigen Einfluß auf die Festigkeitssteigerung, wirkt sich jedoch so aus, daß die durch den Lösungskohlenstoff bedingte Festigkeitserniedrigung auf ein Minimum abgebogen wird. Dies ist der erste Grund, warum das Stahlband auf Raumtemperatur abgeschreckt werden muß. Der zweite Grund liegt darin, daß nach dem Abschrecken auf Raumtemperatur beim Belassen des Stahls, so wie er ist, die Festigkeit zu diesem Zeitpunkt infolge der Lösungshärtung des Kohlenstoffs außerordentlich hoch ist. Es ist jedoch unvermeidlich, daß der vorgenannte Lösungskohlenstoff ausgeschieden wird und eine Festigkeitserniedrigung durch die Überzugs-Einbrennbehandlung herbeiführt, die im allgemeinen nach dem Pressen (im allgemeinen 10 bis 20 Minuten bei 100 bis 200⁰G) vorgenommen wird. Es wird mit anderen Worten höchst schwierig, den Stahl zu handhaben, da seine Festigkeit zum Zeitpunkt des Pressens hoch ist und nach dem Pressen geringer wird- Aus diesem bestimmten Grund wird eine bei niedriger Temperatur erfolgende Alterungsbehandlung vorgenommen, indem das wandernde Stahlband wiedererwärmt wird» das auf Raumtemperatur abgeschreckt worden ist. Zu diesem Zeitpunkt sollte der LÖ-sungskohlenstoff in solchem Ausmaß ausgeschieden sein, daß keine Festigkeitserniedrigung zum Zeitpunkt des Überzug-Einbrennens bei den Stahlerzeugnissen eintritt. Im einzelnen werden die Bedingungen für das Erwärmen, Durchziehenlassen und anschließende Abkühlen vorzugsweise optimal ausgewählt, so daß nicht der gesamte Lösungskohlenstoff durch das Wiedererwärmen ausgeschieden wird, sondern teilweise im gelösten < Zustand verbleibt.

Bei der vorgenannten Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur erhält man ein gutes Stahlerzeugnis mit ausgezeichneten AA-Eigenschaften, wenn die Wiedererwärmungstemperatur niedrig ist, da die Zugfestigkeit höher und die Streckgrenze niedriger werden, sowie eine gute Verformbarkeit beim Pressen erreicht wird. Wenn jedoch die temperatur zu niedrig ist, findet keine Ausscheidung von Lösungskohlenstoff statt, und

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die Festigkeitserniedrigung wird unvermeidbar, da der Lösungskohlenstoff durch die Wärmebehandlung in der Uberzugs-Einbrennstufe ausgeschieden wird. Demgemäß liegt die Mindest-Wiedererwärmungstemperatur bei derjenigen Temperatur, bei der der Lösungskohlenstoff teilweise ausgeschieden wird. Die untere Grenze für eine solche Temperatur beträgt 15O C. In der Praxis liegt die Temperatur für diese Behandlung zur Erzielung reproduzierbarer Ergebnisse angesichts der Einbrenntemperatur nach dem Pressen bei über 180⁰C.

Auf der anderen Seite führt eine zu hohe Wiedererwärmungstemperatur zu einer Erweichung eines Teils des Ferrits in dem Zweiphasengefüge, in dem eine Ferritmatrix und ein abgeschrecktes Gefüge koexistieren, wodurch eine unvermeidbare Erniedrigung der Stahlfestigkeit bewirkt wird. Darüber hinaus werden die Härteunterschiede zwischen dem Ferrit und dem abgeschreckten Gefüge zu ausgeprägt, so daß trotz der verringerten Zugfestigkeit und des verringerten "Zugfestigkeit+Dehnung"-Index die Dehnung bzw. Bruchdehnung nicht wiedererlangt wird. Beim Wiedererwärmen bei hoher Temperatur tritt auch eine Ausscheidung des übersättigten Lösungskohlenstoffs im ganzen bei der Alterungsbehandlung ein, so daß keine AA-Effekte erwartet werden können. Demgemäß beträgt die obere Grenze für die Wiedererwärmungstemperatur 400°C. Man erzielt keine Vorteile bei Temperaturen von über 400⁰C. In der Praxis liegen die bevorzugten Temperaturen bei 180 bis 300⁰C. Der optimale Bereich für die Verweilzeit bei diesen Wiedererwarmungstemperaturen variiert nach Haßgabe der Temperatur. Liegt die Wiedererwärmungstemperatur im Breien von 150 bis 180⁰C, so beträgt die Zeit vorzugsweise 15 bis 300 Sekunden, bei 180 bis 300°C 4 bis 3OO Sekunden und bei 300 bis 400°C 2 bis 200 Sekunden. Wenn die genannte Miedrigtemperatur-Alterungsbehandlung unter solchen TemperatureZeit-Bedingungen durchgeführt wird, werden alle vorgenannten Probleme gelöst, und es läßt sich leicht erreichen, daß ein Teil des Lösungskohlenstoffs in diesem Stadium erhalten bleibt. Durch ein solches Verfahren kann die durch die erhöhten Unterschiede in der Härte der beiden Phasengefüge bedingte Erniedrigung des "Zugfestigkeit + Dehnung"-Index

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■■- ι?. -

vermieden werden , und es können ausreichende AA-Effekte erwartet werden. In der Praxis können bei einer Verweilzeit- von 20 bis 120 Sekunden und einer Wiedererwärmungstemperatur von 180 bis JOO⁰C maximale AA-Eigenschaften, z.B.ΔYiVgesichert werden, was als am besten geeigneter Bereich-empfohlen wird. Die einzige Figur, die die Veränderungen der Schnellalterungseigenschaften nach Maßgabe der Bedingungen bei der Wiedererwärmung des wandernden Bandstahls wiedergibt, zeigt die Veränderungen zu diesem Zeitpunkt. Aus der Figur geht hervor, daß AA-Eigenschaften (in diesem Fall AYP kg/mm ) von minde« stens 7 kg/mm ; sicher erhalten werden, wenn die Temperatur-Zeit-Bedingungen innerhalb des vorgenannten Bereichs ausgewählt werden. Hierbei ist es unter optimalen Bedingungen

leicht möglich, einen Wert Δ YJ? -^;von 11 kg/mm zu erreichen* In der Figur zeigt Λ YP die Zunahme der Streckgrenze derjenigen Stähle, die nach dem Pressen dem Überzugs-Einbrennprozeß unterworfen worden sind, im Vergleich zu denjenigen, die sich gerade vor dem Pressen befinden.

Es bestehen keine besonderen Beschränkungen hinsichtlich der Abkühlungsbedingungen, nachdem die vorgenannte Niedrigtemperatur-Alterungsbehandlung durchgeführt worden ist. Wenn jedoch aus praktischen Gründen Preßluft zur Kühlung verwendet werden muß, ist βέίrelativ leicht, das Stahlband auf eine Temperatur abzukühlen, die für das Anlassen für den Fall geeignet ist, daß das Dressierwalzwerk im Anschluß an die Kühlstufe integral mit dem kontinuierlichen Produktionsablauf verbunden ist. Nach dem Kaltnachwalzen bzw. Dressieren wird der Bandstahl aufgewickelt und zum Versand gebracht. Wenn kein Dressierwalzwerk vorgesehen ist, wird eine normale Strecke mit dem Aufwickeln des Stahlbands und anschließendem Dressieren angewendet.

Die folgende Tabelle zeigt den Vergleich der Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stähle mit denjenigen anderer Stähle.

B09807/0740

•«J Ji-

Nach Niedrigtemp.-Alterung (1% Polierstich) TS (kg/mm²) Ώ> (kg/mm²) TS (kg/mrn²

6l_f3

68,1

65_r2
65_r5

m a

η η η η

65,2

ιοο,ζ

70,3
75,2

Nach Einbrennen TS+El YP TS

30,2

32,5
34,2

33,6

34,9

35,2
34,2

3l_r3

34,3
34,2

34,3
33,5

37,1

3^,5

50,5

45,5

35,0 33,0 30,9 27,5 21,7 72,2
74,5
75_T0
73,5
67,9

35_r2 37,0 ^2^0 .42^8 45,5 45,5 46,0

43,2
42,6

58,3

40_r5
35,5

15,8/ 30,9 32,9 36,2 75^6

46,3;
45,3

W
71,7

73,4

39,2

28,2

47,5 45,5 40,0 35,8

44,7
43,3

74,8

73,3
71,1

45,2
44,5
4l,2

37,5

45_f7 45,5 43,6

50,2
59,3

75,5 75,5
71,5

44,5

55_;3

45,5 50_r5 6o_fi

63,-3

83,5
62_;2

45,9 4?_r5 57,0 6k,5 61.3 65,3

AA-Wirkungen ΔΪΡ ATS

-13-

68,1	34,2	44,7	30,9	75j6	44_;5	45,5	10,3	0,8
55_r0	31,3	37,9	28_f6	66_r5	36,3	37,8	5,0	.0,1
49,5	29,0	35,1	33_f3	68_r4	32,1	35,0		-0_?l

5,0

10_r3 9,6

7,7

7,9

l0_f9

6_r9 4,0

io_?3

10,2

9,4

10,8

-0_p2

0,8

.0,2

-20, K -l0_f8

-0,5 0,3

-0,6 0,8

0,3 -0,1

0,3

0,8

1,2 0,3

GS

Stahl

Zusammensetzung Einfluß C Mn der

Wärmebehandlung, Bedingungen

- 14 -

Erwärmen

Abschrecken Wiedererwärmen Einbrennen

2 3

0,07

It

0,39 Abkühlung s-„ methode

800°C/1min

Il

im Wasserstrahl 250°C/1min

im ruhenden Wasser "

im 250°C-Bleibad 250°C/1 Std.

180°C/30mdn

cn
o
to
co
ο

5 6

Il Il

Il

ti

Il

It Il

ιι it

Il

maximale 690°C/1 min im Wasserstrahl 250°C/1 min

Erwärmungstemperatur

75O°G/1 min 8OO°C/1 min 850°C/1 min 920°C/1 min

Il

Il It

ti

Il ti Il ti ti

9 10

* 11

* 12 13

Il Il Il It

ti

Wiedererwärmung s temperatur

800°C/1 min

It
ti
Il
It

kein

100°C/1 min
250°C/1 min
320⁰C/1 min
500°C/1 min

* 14

* 15

* 16

17

Il ti It

Wiedererwärmungszeit Il
Il
Il
ti

250°C/10 see
250°C/1 min
250°C/4 min
250°C/10 min

ti

ti ti ti

18

19

20

0,07 0,10 0,15

0,39 0,45 0,37

Zusammensetzung

It

ti

It

ti

It

ti

250°C/1 min

It

It It It

"CJ OJ (T)

• 21	0	,07	0	,58
' 22		Il	1	,03
* 23		It	1	,52

ti ti Il

Il It

ti

Bemerkungen zur Tabelle:

Die Herstelluhgsbedingungen, die nicht in der Tabelle angegeben sind, sind für alle Stähle wie folgt:

1. Warmwalzen ■ ^: Fertigtemperatur: 85O°C ; Aufwickeltemperatur: 600⁰C; lertigdicke des Stahlbands: 2,8 mm;

2. Kaltwalzen Fertig-Blechdicke: 1,2 ium;

3. Die Einbrennbedingungen nach d:em Pressen sind die gleichen wie diejenigen, die im allgemeinen in Automobilfabriken "angewendet werden. " .

Vergleich mit den Prüfmustern nach dem Einbrennen.

^J erfindungsgemäße Stähle

5O9807/07A0

In vorstellender Tabelle wurden die Stähle 1 bis 3 im Hinblick auf den Einfluß der Abkühlungsmethode untersucht. Der Stahl 1 wurde in einem Wasserstrahl-Strom gemäß dem Verfahren der Erfindung abgeschreckt. Der Stahl 2 wurde in ruhendem Wasser und der Stahl 3 gemäß dem BISRA-Verfahren abgeschreckt. Der erfimdungsgemäß hergestellte Stahl besitzt die Werte YP: 34,2 kg/mm²; TS: 44,7 kg/mm²; El: 30,9% zur Zeit des

Versands aus der Fabrik nach dem Polierstich;' und die Werte P P

XP: 44,5 kg/mm ; TS: 45,5 kg/mm nach dem Überzugs-Einbrennen im Anschluß an das Pressen, was eine erhebliche Verbesserung in AYP, nämlich 10,3 kg/mm , bedeutet. Dies zeigt mehr als alles andere die ausgezeichneten AA-Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stähle und den. Grund für die Bevorzugung der ausgezeichneten Abschreck Wirkungen des Wasserstrahl-Stroms. Die Tatsache, daß der "TS + El"-Index des erfindungsgemäß hergestellten Stahls 1 75₅6 , im Vergleich zu 66,5 des Stahls 2 und 68,6 des Stahls 3» beträgt, zeigt ebenso die ausgezeichneten Preßeigenschaften.

Die Stähle 4 bis 8 wurden im Hinblick auf den Einfluß der maximalen Erwärmungstemperaturen untersuchti Bei den Stählen 4 und 8 handelt es sich um Vergleichsstahle, während die Stähle 5 bis 7 erfindungsgemäß hergestellte Stähle darstellen. Die maximale Erwärmungstemperatur ist für den Stahl 4 niedriger als für den erfindungsgemäß hergestellten Stahl, während die Temperatur für den Stahl 8 höher ist. Der Unterschied kommt deutlich in den mechanischen Eigenschaften des Stahls zum Ausdruck. Der "Tg + El"-Index für die Vergleichsstähle liegt stets unterhalb von 73» während der Index für die erfindungsgemäß hergestellten Stähle über 73 liegt. Dies zeigt an, daß sich unerwünschte Einflüsse beim Pressen zeigen, wenn die maximale Erwärmungstemperatur außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegt. Hierdurch werden gleichzeitig die AA-Effekte beeinflußt, wie aus der Tatsache hervorgeht, daß die erfindungsgemäß hergestellten Stähle sämtlich ausgezeichnete Δ YP-

Werte von über 9 kg/mm besitzen, während die Vergleichsstähle

nur unzureichende Werte von 5,0 bzw. 7,7 kg/mm besitzen. Diese Tatsache zeigt, daß die erfindungsgemäß erwünschten

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Eigenschaften kaum erreicht werden, wenn die Erwärmungsbedingungen außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches liegen, selbst wenn die auf das Abschrecken folgende Behandlung die gleiche ist. Somit wird die Erwärmung stemperatur vorzugsweise aus dem Bereich von 700 bis 900⁰C, insbesondere vom A.-Punkt bis 850⁰C, ausgewählt.

Die .Stähle 9 bis 13 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Wiedererwarmungstemperaturen untersucht. Hierbei handelt es sich bei den Stählen 9» 10 und 13 um Vergleichsstähle, während die Stähle 11 und 12 erfindungsgemäße Stähle darstellen. Von diesen Stählen zeigt der Stahl 9» der keiner Wiedererwärmung unterworfen worden ist, einen erheblich niedrigeren TS-Wert, d.h. Δ TS beträgt -20,1 kg/mm , und ist somit ein typisches Beispiel für einen Stahl, der zum Zeitpunkt des Pressens hart ist und als Stahlerzeugnis weiöh wird. Da die Wiedererwärmungstemperatur 1OO°C für den Stahl 10 beträgt, ist der

TS-Wert zur Zeit des Pressens 58,2 kg/mm . Der TS-Wert er-

2 niedrigt sich Jedoch erheblich auf 47,5 kg/mm ; d.h. Δ TS

erniedrigt sich auf -10,5 kg/mm durch das Überzugs-Einbrennen nach dem Pressen. Es handelt sich hierbei um einen nicht

gut ausgewogenen Stahl, selbst wenn der ^YP-Wert 10,1 kg/mm beträgt. Dieser Stahl 10 besitzt somit keine guten AA-Eigenschaften. Demgegenüber behalten die erfindungsgemäßen Stähle 11 und 12 den TS-Wert zur Zeit des Pressens, während AYP auf 10,9 bzw. 7,9 kg/mm² steigt und auch der "TS + El"-Index mit 75*6 bzw. 73*4 gute Werte besitzt. Es ist offensichtlich, daß diese Stähle gut ausgewogen sind. Aus vorstehenden Ausführungen folgt, daß die Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise 150 bis 400⁰C, insbesondere 180 bis 300⁰C beträgt.

Die Stähle 14 bis 17 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Verweilzeit bei der Wiedererwärmungstemperatur untersucht. Hierbei handelt es sich bei dem Stahl 17 um einen Vergleichsstahl, während die Stähle 14 bis 16 erfindungsgemäße Stähle darstellen. Wie aus der Tabelle hervorgeht, zeigen die erfindungsgemäßen Stähle 14 bis 16 gut ausgewogene Eigenschaften

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und besitzen zufriedenstellende AA-Eigenschaften. Auf der anderen Seite besitzt der Vergleichsstahl 17 bei einer langen Behandlungszeit von 10 Minuten einen niedrigen YP-Wert von 4,0 kg/mm , was die Abwesenheit von AA-Eigenschaften anzeigt. Die Verweilzeit beträgt nach Maßgabe der speziell angewendeten Wiedererwärmungstemperatur 2 bis 300 Sekunden.

Die Stähle 18 bis 20 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Zusammensetzung untersucht. Der Stahl 20 stellt einen Ver-

O CJ

gleichsstahl dar, während/sich bei den Stählen 18 und 19 um erfindungsgemäß hergestellte Stähle handelt. Der Stahl 20 ist identischen Behandlungsbedingungen unterworfen worden, jedoch unterscheidet er sich von den erfindungsgemäßen Stählen um einen um 0,15 Prozent höheren Kohlenstoffgehalt. Wie aus der Tabelle hervorgeht, besitzt der Stahl 20 einen niedrigen "TS + El"-Index von 71,5- Dies bedatet mit Sicherheit Schwierigkeiten hinsichtlich der Formbarkeit und Schweißbarkeit. Somit handelt es sich hier um einen weniger geeigneten Stahl, selbst wenn er nach dem Einbrennen zufriedenstellende AA-Eigenschaf ten besitzt. Demgegenüber besitzen die Stähle mit einer Zusammensetzung innerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs sämtlich einen ausgezeichneten "TS + El"-Index und die AA-Eigenschaf ten sind sehr gut. Somit beträgt der Kohlenstoffgehalt im Stahl vorzugsweise 0,12 bis 0,04 % und variiert innerhalb des angegebenen Bereiches nach Maßgabe der erforderlichen Festigkeit.

Die erfindungsgemäßen Stähle 21 bis 23 wurden im Hinblick auf den EinfLiß des Mangangehalts untersucht. Diese Stähle zeigen, daß die durch Erhöhung des Mangangehalts verbesserte Festigkeit nicht notwendigerweise eine Erniedrigung der Dehnung und keine Verschlechterung im "TS + El"-Index mit sich bringt. Bei Mangan handelt es sich somit um ein sehr wirksames Element in den erfindungsgemäß hergestellten Stählen, da es die mechanischen Eigenschaften nicht nachteilig beeinflußt, jedoch die Festigkeit direkt verbessert. Die Manganmenge wird nach Maßgabe der gewünschten Festigkeit, wie im Fall der Festlegung des Kohlenstoffgehalts, ausgewählt.

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Wie in den vorhergehenden Beispielen dargelegt worden ist, liegen die grundlegenden technischen Unterschiede sowie der bemerkenswerte Vorteil des Verfahrens der Erfindung gegenüber dem herkömmlichen, halbkontinuierlichen BISRA-Verfahren und dem INLAND-Stahl-Verfahren mit diskontinuierlichem Glühen, das zur Erzielung von AA-Eigenschaften Stickstoff verwendet, in 1) den Unterschieden zwischen dem Abschrecken des Stahl«* bands auf Wickeltemperatur im Bleibad beim BISRA-Verfahren und dem Abschrecken des Stahlbands auf Raumtemperatur mit dem Wasserstrahl beim Verfahren der Erfindung, 2) den Unterschieden der Ausscheidung des Lösungskohlenstoffs durch Selbsttemperung bei der genannten Wickeltemperatur beim BISRA-Verfahren und der durch die erfindungsgemäß durchgeführte Wiedererwärmung bedingten Erhaltung des Lösungskohlenstoffs sowie 3) den Unterschieden der Wirkung des Stickstoffgehalts beim INLAND-Stahl-Verfahren mit diskontinuierlichem Glühen, wo kein durch den Kohlenstoffgehalt bedingter Alterungseffekt möglich ist, und dem hinsichtlich des Lösungskohlenstoffs gesteuerten Verfahren des Durchlauf-Hochglühens bzw. -Grobkornglühens der Erfindung (in dem der Stickstoffgehalt eine unvermeidliche Komponente bei der Stahlherstellung darstellt).

Patentansprüche 509807/0740

Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von kaltyerformten Hochspannungs-Stahlblechen durch Erzeugung des Stahls, Warmwalzen, Kaltverformung und Durchiauf-Hochglühen, dadurch gekennzeichnet , daß man zur Erzielung ausgezeichneter Schnellalterungseigensehaften

(1) bei der Stahlerzeugung im wesentlichen den Kohlenstoff- und Mangangehalt innerhalb des Bereiches 0,04 bis 0,12 % bzw. 0,20 bis 1,60 % steuert,

(2) das Warmwalzen bei einer Fertigtemperatur von über 800 G und einer Wickeltemperatur von unter 700⁰C durchführt und

(3) beim Durchlaufhochglühen

(c) das abgekühlte Band wieder auf eine Temperatur von 150 bis 400 C erwärmt und nach Maßgabe der Wiedererwärmungstemperatur 2 bis 3OO Sekunden bei dieser Temperatur hält.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Verweilzeit beim Wiedererwäinmen des Durchlauf-Hochglühens von 15 bis 3OO Sekunden im Fall einer Wiedererwärmungstemperatur von I50 bis 180⁰C anwendet.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Verweilzeit beim Wiedererwärmen des Durchlauf-Hochglühens von 4 bis 300 Sekunden im Fall einer Wiedererwärmungstemperatur von 180 bis 300⁰C anwendet.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Verweiltemperatur beim Wiedererwärmen des Durchlauf-Hochglühens von 2 bis 200 Sekunden im Fall einer Wiedererwärmungstemperatur von 300 bis 400⁰C anwendet.

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5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Verweilzeit beim Wiedererwärmen des Durchiauf-Hochglühens von 20 bis 120 Sekunden im Fall einer Wiedererwärmungstemperatur von 180 bis 300⁰C anwendet.

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