DE2435927A1

DE2435927A1 - Verfahren zum herstellen eines kaltgewalzten hochzugfesten stahles mit ausgezeichneten schnellalterungseigenschaften

Info

Publication number: DE2435927A1
Application number: DE19742435927
Authority: DE
Inventors: Kenzi Araki; Shiro Fukunaka; Takao Kurihara; Hirosi Narita; Kuniki Uchida
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1973-07-25
Filing date: 1974-07-25
Publication date: 1975-02-13
Also published as: JPS5032016A; JPS5443453B2; DE2435927B2; FR2238767B1; FR2238767A1; GB1435237A

Description

Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten hochzugfesten Stahles mit ausgezeichneten Schnellalterungseigenschaften

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines preiswerten kaltgewalzten hochzugfesten Stahles, das insbesondere einen kaltgewalzten Stahl mit ausgezeichneten Schnellalterungseigenschaften liefert, der eine merklich bessere Festigkeit zeigt, da seine Zugfähigkeit zwischen 4-0 und 80 Kg/mm liegt und der insbesondere durch eine bei der praktischen Verwendung nach der Preßverformung erfolgende Wärmebehandlung eine höhere Streckgrenze bekommt.

In diesem Zusammenhang ist es bekannt, daß die Entwicklung von kaltgewalzten Stählen sich auf die Entwicklung von sogenannten

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Weichstählen mit niedriger Streckgrenze richtet. Infolge des Bestrebens nach höherer Fahrzeugsicherheit insbesondere bei Personenwagen richtet sich der Bedarf in jüngster Zeit jedoch _auf kaltgewalzte Stähle mit hoher Zugfestigkeit. Unter Berücksichtigung dieser Tatsache sind mehrere Vorschläge gemacht worden und in die Praxis übernommen worden, die grob in folgender Weise unterschieden werden können:

1) Vollständige Rekristallisation durch die Verwendung spezieller Elemente wie Ti, Nb, Cu, Ni usw.

2) Steuerung der Vergütungsbedingungen und insbesondere Beibehalten der Kaltverformungsstruktur.

3) Nochmaliges Kaltwalzen eines Stahles mit vollständiger Rekristallisation und Versuch der Erhöhung der Festigkeit mit Hilfe einer Verfestigung.

4) Erhöhen der Festigkeit durch ein Abschrecken eines niedergekohlten Stahles.

Es ist eine Tatsache, daß diese Verfahren in irgendeiner Richtung mit Mängel behaftet sind. Beispielsweise weist das 1. Verfahren den Mangel eines hohen Kostenaufwandes auf, während das 2. Verfahren zu Streuungen in Längsrichtung führt, da Unterschiede in der Vergütungstemperatur im inneren und äußeren Bereich des Coils auftreten. Durch das 3. Verfahren wird die Festigkeit verbessert, ohne daß sich eine proportionale Verbesserung der Dehnungsfähigkeit ergibt, so daß das obengenannte Problem ungelöst bleibt.

Andererseits ist, das 4. Verfahren zum Herstellen eines preiswer-

nochzugfesten

ten kaltgewalzten γ Stahles geeignet, so daß verschiedene Vorschläge zur Weiterverfolgung dieses Verfahrens in jüngster Zeit gemacht worden sind. In diesem Zusammenhang ist auf die japanischen Patentschriften 40-3020, 46-9541 und 46-9542 hinzuweisen.

Das in der japanischen Patentschrift 40-3020 beschriebene Verfahren ist als BISRA-Verfahren in Großbritannien bekannt. Bei diesem Veifahren wird ein kaltgewalztes Stahlband auf ?40 bis 850° C erhitzt, anschließend auf 150 bis 250° C abgeschreckt, aufge-

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spult und dann durch ein Selbsttempern des Coils einer Übervergütungsbehandlung unterworfen. Ein nach diesem Verfahren hergestellter Stahl weist keine Schnellalterungseigenschaft auf, die durch die Wärmebehandlung "beispielsweise ein Brennen des Überzuges nach der Preßverformung hervorgerufen wird, die zu einer beträchtlichen Abnahme der Festigkeit führt. Es ist daher notwen dig, den Kohlenstoffgehalt weiter zu vergrößern, wenn die Festigkeit erhöht werden soll. Gleichzeitig wird das kontinuier liche Verfahren durch das obengenannte Selbsttempern unterbro chen, was folglich die Produktivität herabsetzt.

Die in den japanischen Patentschriften 4-6-954-1 und 46-954-2 beschriebenen Verfahren sind in den USA als sogenannte INLAND-Verfahren bekannt. Bei dem ersten Verfahren wird das Coil, das aus feinem oder grobem Zementit oder Ferrit besteht, auf eine Temperatur oberhalb des A, Punktes erhitzt, um eine vollständige Austenitstruktur zu erzeugen, die keine abgeschlossenePearlitbereiche enthält, und wird dann das Coil einheitlich abgeschreckt, um eine Struktur zu erhalten, die im wesentlichen nur aus Hartensit besteht. Beim zweiten Verfahren wird das Coil vom A-Punkt auf den A-, Punkt erhitzt, um teilweise eine Austenitbildung zu erhalten und dann einheitlich abgeschreckt, um eine Mischstruktur aus Ferrit und Martensit zu bekommen. Die nach diesem Verfahren hergestellten Stähle haben den Nachteil, daß ihre Festigkeit um etwa 15 Kg/mm durch das Überziehen und Brennen nach der Preßverformung sinkt und daß sie verglichen mit ihrer Festigkeit eine geringe Duktilität aufweisen. Das bedeutet, daß diese Stähle schwer zu verarbeiten sind, da sie hart sind, wenn sie der Preßverformung unterworfen sind und anschließend bei der Endbearbeitung weich werden.

In Gegensatz ■!; zu xvurde von der IIiLAND Steel Corporation ("Blast Furnace and fc'tccl Plant", Harz 1971, Seiten 14-9 bis 153) ein Stahl vorgeschlagen, der auegezeichnete Schnellalterutigr-ej.g3risdis.rtenzeif,t und dessen Festigkeit durch eine Wärmebehandlung nach der Preß\ jiforiaung noch großer wird. Bei dem Herstellungs-

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verfahren für einen solchen Stahl werden etwa 100 ppm Stickstoff "besonders zum Zeitpunkt der ersten Stahlherstellungsstufe zugegeben. Ein solcher Stahl wird in herkömmlicher Weise kalt gewalzt, charg^enweise vergütet und dann verladen . Von den Verbrauchern eines solchen Stahles wird erwartet, daß sie geeignete Preßverformung und eine Wärmebehandlung durchführen, um die Festigkeit des Stahles zu verbessern. Eine solche Verbesserung der Festigkeit kann der Alterung des Stickstoffes zugerechnet werden, wobei es jedoch leider eine Tatsache ist, daß dieser Effekt automatisch begrenzt ist, so daß die Anfangsfestigkeit gemessen als Zug-

festigkeit nur bei 40 bis 50 Kg/mm liegt, während die Schnell-

o alterungswirkung ebenfalls nur bei 5 bis 6 Kg/mm liegt, was zu Einschränkungen im Bereich der Verwendung eines solchen Stahles führt. Es kann daher festgestellt werden, daß es bisher kein Herstellungsverfahren gibt, das eine stabile Schnellalterungs-

wirkung an der Streckgrenze von etwa 9 Kg/mm in der Brennstufe nach der Preßverformung liefert.

Die vorliegende Erfindung liefert ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten hochzugfesten Stahles mit einer extrem guten Schnellalterungseigenschaft, die durch, ein vollständig kontinuierliches Vergütungsverfahren erhalten wird, das sich von dem BISRA-Verfahren oder dem INLAND-Verfahren unterscheidet.

Es ist bereits ein Stahl vorgeschlagen worden, der im wesentlichen aus 0,04 bis 0,12 % C und 0,^0 bis 1,60 % Mn besteht und eine um etwa 9»0 Kg/mm an der Streckgrenze höhere Festigkeit als zu Beginn der auf die Preßverformung folgenden Behandlungsstufe aufweist, in der der Stahl überzogen und gebrannt wird. Bei dem in dieser Druckschrift beschriebenen Verfahren wird ein kaltgewalztes Stahlband einem vollständig kontinuierlichen Vergütungsverfahren unterworfen. Das Erhitzen und Dauerglühen erfolgt bei diesem Verfahren in einem Temperaturbereich von 700 bis 900° C, in dem ein Lösungsglühen des kaltgewalzten Stahles erzielt wird. Durch einen Wasserstrahl wird der Stahl anschließend schnell von der obengenannten Temperatur auf Zimmertemperatur abgeschreckt,

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anschließend wieder auf 15O "bis 400° C erhitzt und einer Alterungsbehandlung bei dieser Temperatur unterworfen. Diese Alterung sbehandlung dient nicht dazu, den Kohlenstoff im Stahl auszufällen, sondern dazu, den Kohlenstoff teilweise im Stahl gelöst zu halten. Der Stahl wird dann auf Zimmertemperatur abgekühlt und aufgespult. Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Verbesserung des obengenannten Verfahrens und zeichnet sich dadurch aus, daß der Stahl neben den obengenannten Elementen 0,01 bis 0,20 % säurelösliches Aluminium enthält. Dadurch wird die Festigkeit sowie die Verarbeitbarkeit des Stahles verbessert und ist es gleichzeitig möglich, einen Stahl zu erhalten, der eine gebremste Schnellalterungsfähigkeit aufweist und selbst einen durch das natürliche Altern hervorgerufenen Anstieg der Streckgrenze bremst.

Es ist daher das Ziel der Erfindung, ein Herstellungsverfahren für einen hochzugfesten Stahl anzugeben, der infolge seiner verbesserten Schnellalterungseigenschaft die notwendige Pahrzeugsicherheit liefert und eine gebremste Alterungsfähigkeit unter normalen Bedingungen zeigt.

Das erfindungsgemäße Verfahren soll weiterhin preiswert mit Hilfe eines kontinuierlichen Vergütungsofens einen hochzugfesten Stahl liefern, der eine ausgezeichnete Schnellalterungseigenschaft aufweist, ohne daß spezielle Elemente zugesetzt sind.

Im Folgenden wird ein Beispiel zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens anhand der zugehörigen Zeichnung näher erläutert.

Die einzige Figur zeigt in einer Graphik die Änderung der Schnellalterungseigenschaft in Abhängigkeit von den Wieder aufhe izbedingungen des durchlaufenden Stahlbandes.

Ein Stahl, auf den die vorliegende Erfindung anwendbar ist, besteht im wesentlichen aus 0,04 bis 0,12 % C, 0,10 bis 1,60 % Mn

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und 0,01 bis 0,20 % säurelöslichem Aluminium. Es besteht keine Notwendigkeit, spezielle Elemente zuzusetzen. Es kann irgendein bekannter Stahlherstellungsofen verwandt werden und nach der Stahlherstellung können irgendwelche bevorzugte Verfahren zur Anwendung kommen, beispielsweise können Brammen hergestellt werden, kann der Stahl flach gewalzt oder strang^gegossen werden. Nach dem Abschärfen wird die Bramme wieder auf etwa 1.250° C oder mehr erhitzt und mit einer Endtemperatur von 800° C oder mehr und einer Aufwickeltemperatur von 630° C oder weniger warm gewalzt. Nach dem Abbeizen kann ein gewöhnliches Kaltwalζverfahren zur Anwendung kommen. Die Vergütung in der nachfolgenden Stufe erfolgt in einem vollständig kontinuierlichem Vergütungsverfahren. In diesem Fall wird das Stahlband auf 700 bis 900° C mit einer Geschwindigkeit von 200° C/min. aufgeheizt und 10 bis 120 Sekunden lang auf dieser Temperatur gehalten. Die Heiztemperatur liegt vorzugsweise zwischen dem A- Punkt und 850° C und sollte streng geregelt sein, da sie die Festigkeit des Endproduktes sehr stark beeinflußt.

Der Kohlenstoff im Stahl wird auf diese Veise in Lösung gebracht und gleichzeitig wird feines AlN während des obengenannten Heiz- und Durchglühverfahrens ausgefällt. Das nachfolgende Abschrecken von dieser Temperatur sollte so schnell wie möglich erfolgen.

Daher ist es empfehlenswert, einen Wasserstrahl zu verwenden, damit , wie oben beschrieben, der Kohlenstoff im Stahl als Kohlenstofflösung bleibt. Das auf diese Weise auf Zimmertemperatur abgeschreckte durchlaufende Stahlband wird wieder auf 150 bis 400° C und vorzugsweise auf 180 bis 300° C aufgeheizt und für eine geeignete Zeitdauer auf dieser Temperatur gehalten. Die dafür optimale Zeitdauer hängt von der Wiederaufheiztemperatur ab. Sie wird insbesondere bei einer Wiederaufheiztemperatur im Bereich zwischen 150 und 180° C 15 Sekunden bis 300 Sekunden, bei einer Wiederaufheiztemperatur zwischen 180 bis 300° C 4 bis 300 Sekunden oder mehr,vorzugsweise 20 bis 120 Sekunden,und

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bei einer Wiederaufheiztemperatur zwischen 300 und 400° C 2 Ms 200 Sekunden betragen. Diese Art der Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur führt nicht dazu, daß die obengenannte Kohlenstofflösung im Stahl vollständig ausfällt, sondern daß der Lösungszustand teilweise beibehalten wird. Das durchlaufende Stahlband wird dann forciert auf Zimmertemperatur abgekühlt, aufgespult und gehärtet. Der so erhaltene Stahl hat die folgenden Eigenschaften:

Zugfestigkeit 4-5 bis 80 Kg/mm²

Streckgrenze 30 bis 65 Kg/mm

Zugfestigkeit (Kg/mm ) + Dehnung (%): mehr

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Der Wert der Summe aus Zugfestigkeit (Kg/mm ) und Dehnung (%) wird als Index zur Berechnung des Gleichgewichtes zwischen beiden Werten benutzt, da eine höhere Festigkeit gewöhnlich zu einer geringeren Dehnung, die die Duktilität repräsentiert, führt. Der auf diese Weise nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelte Stahl zeigt eine merklich bessere Festigkeit insbesondere an der

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Streckgrenze von wenigstens 7 Kg/mm bis 12 Kg/mm , wenn er einer Wärmebehandlung von 100 bis 200° C, d. h. einem nach dem Pressen und nach dem Verformen in die gewünschte Gestalt erfolgenden Überziehen und Brennen unterworfen wird. Das ist natürlich dem durch die obengenannte Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur hervorgerufenen Alterungseffekt der teilweise übrig gebliebenen Kohlenstofflösung zuzuschreiben. Das heißt, daß zum Zeitpunkt der Preßverformung ein Verformen des Werkstückes infolge der vergleichsweise niedrigen Streckgrenze leicht erfolgen kann, so daß folglich die gut gepresste Form des Werkstückes als solche eingefroren \vird und daß sich der obengenannte Alterungseffekt, der auf dem gelösten Kohlenstoff basiert, während des Brennverfahrens des Werkstückes zeigt und auf der Wärme beruht, die gewöhnlich dem auf diese Weise geformten Werkstück geliefert wird. Das ist das Ziel der Erfindung und die erreichte Sicherheit

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bei der Verwendung eines solchen Stahles für Personenwagen oder ähnliche Fahrzeuge ist konkurrenzlos.

Im Folgenden wird die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens Schritt für Schritt erläutert.

Der Kohlenstoff im Stahl ist ein Element, das beim erfindungsgemäßen Verfahren eine wesentliche Bedeutung hat· Die untere Grenze liegt im Hinblick auf eine stabile Arbeitsweise eines bei den meisten Stahlherstellungen verwandten Konverters und im Hinblick auf die Notwendigkeit, dem Stahl die erforderliche Festigkeit zu geben,bei 0,04 %. Die obere Grenze liegt in Hinblick auf die Preßverformbarkeit und Schweißbarkeit des Stahles bei 0,12 %. Konkret sollte die obere Grenze aus dem obengenannten Bereich in Abhängigkeit von der gewünschten Festigkeit des Stahles gewählt werden. Die untere Grenze für den Mn-Gehalt liegt infolge der Rotbrüchigkeit bei 0,10 %. Die obere Grenze für Mn liegt im Hinblick auf eine stabile Arbeitsweise beim Herstellen von Brammen bei 1,60 %. In der Praxis wird der Mn-Gehalt aus einem Bereich zwischen 0,10 und 1,60 % wie im Falle der Bestimmung des Kohlenstoffgehaltes gewählt.

Im Hinblick auf die Steuerung der Desoxydation hat es keine unerwünschten Auswirkungen, wenn Si und Al mit einem Anteil von 0,2 % und 0,02 % oder weniger jeweils enthalten sind. Für P oder S gibt es keine besondere Grenze, sie können mit dem üblichen Anteil enthalten sein.

Zur Verbesserung der Festigkeit über Feinkorneffekte ist säurelösliches Aluminium enthalten, dessen untere Grenze bei einem Wert liegt, der dazu erforderlich ist, feines AlN beim Erhitzen des kaltgewalzten Stahlbandes und zwar 0,01 % sicher auszufällen. Die obere Grenze liegt bei 0,20 %, da ein Überschreiten dieser Grenze zu einem Verstopfen der Ausgußöffnung mit AIpO, beim Herstellen von Brammen und zu Oberflächenfehlern beim Stahl führt.

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Si kann bis zu einem Gehalt von 0,2 % oder darüber zur Steuerung der Desoxydation enthalten sein und P und S können mit normalen Anteilen, ohne daß eine besondere Grenze besteht, enthalten sein.

Die Warmwalzerfordernisse für ein einheitlich warm gewalztes Gefüge sollten so gewählt sein, daß die Endtemperatur über 800° C vorzugsweise bei 830° G oder darüber liegt. Die Aufwickeltemperatur sollte höchstens 630° C betragen, da Al und N wenigstens teilweise im gelösten Zustand im Stahl bleiben sollten. Wenn sie vollständig als Α11Ϊ ausgefällt werden, kann eine Beschränkung des Kornwachstums durch die Erwärmung bei dem folgenden Behandlungsverfahren nicht erwartet werden. Der Aufwickelvorgang sollte mit der größtmöglichen Sorgfalt und Kontrolle durchgeführt werden. Das Abbeizen und das Kaltwalzen · nach dem Warmwalzen kann entsprechend dem herkömmlichen Verfahren erfolgen, dabei ergeben sich keine besonderen Probleme.

Das erfindungsgemäße Verfahren zeichnet sich nicht besonders durch das Vergütungsverfahren aus. Das Vergütungsverfahren erfolgt in einem vollständig kontinuierlichem Prozeß, der mit dem Ablaufen des kaltgewalzten Coils beginnt und mit dem Aufspulen des vergüteten Stahlbandes endet.

Die Erfordernisse bei der Warmbehandlung sollten so gewählt sein, daß das durchlaufende Stahlband auf eine Temperatur erwärmt werden muß ,beider ein großer Anteil der Kohlenstoff lösung gebildet wird, um die erforderliche Festigkeit zu erhalten, da der Härtungsmechanismus des erfindungsgemäßen Stahles stark von der Härtung auf der Grundlage eines feinen Ausfällens der Kohlenstofflösung im Stahl und vom Peinkorneinfluß auf der Grundlage einer feinen Ausfällung von AlN im Stahl abhängt. Die Erwärmungstemperatur sollte daher wenigstens 700° C oder mehr betragen und in der Praxis über dem A,. Punkt liegen. Andererseits führt ein solcher Anstieg der Erwärmungstemperatur zu einer Verstärkung des Martensitabschreckgefüges, wodurch die Festigkeit des Stahles erhöht

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wird. Das führt jedoch gleichzeitig zu einer Herabsetzung der Dehnbarkeit, da die Unterschiede in der Härte zwischen der Ferritmatrix und dem Abschreckgefüge als Partikel der zweiten Phase größer werden. Das ist der Grund dafür, daß die obere Grenze für die Erwärmungstemperatur höchstens "bei 900 C und in der Praxis bei 850° C liegen sollte. Bei diesem Verfahrensschritt werden Al und N, die sich wenigstens teilweise beim Auf- ' spulen in der Warmwalzstufe im gelösten Zustand befinden, als AlN ausgefällt. Eine solche Ausfällung sollte jedoch nicht von einem Kornwachstum begleitet sein. Daher ist im Unterschied zu dem gewöhnlichen Erwärmen für gewöhnlichen aluminiumberuhigten Stahl ein schnelles Erwärmen mit einer Geschwindigkeit von wenigstens 200°C/min. erforderlich. Ein solches schnelles Erwärmen erleichtert zusammen mit der Warmhaltezeit, auf die später eingegangen wird,, das Ausfällen von feinem AlN und liefert einen Feinkorneffekt durch eine Beschränkung des Kornwachstums.

Die kleinste Zeitspanne für ein Halten des durchlaufenden Bandes auf der Erwärmungstemperatur sollte so gewählt sein, daß sie dazu ausreicht, bei dem kaltgewalzten Stahlband eine vollständige Rekristallisation zu bewirken und gleichzeitig den Kohlenstoff im Stahl in den gelösten- Zustand zu bringen, um Al und N als AlN auszufällen. Das ist der Grund dafür, daß die untere Grenze für diese Zeitspanne bei 10 Sekunden liegt. Je länger diese Zeitspanne jedoch wird, um so größer ist die Erweichung infolge des Kornwachstums nach der Rekristallisation und infolge des Verlustes der einschränkenden Wirkung xies Kornwachstums auf der Grundlage der Zusammenballung von feinem AlN, was gleichzeitig eine Ausdehnung der Erwärmungs- und Glühzone in der fortlaufenden Behanlungsstraße und eine Herabsetzung der Fördergeschwindigkeit erforderlich macht. Die obere Grenze liegt daher bei 120 Sekunden oder darunter.

Das in dieser Weise erwärmte und durchgegelühte durchlaufende Stahlband wird durch einen Wasserstrahl auf Zimmertemperatur abgeschreckt. In diesem Fall wird ein V/asserstrahl verwandt, um die

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Abkühlung zu "beschleunigen und die ganze Kühlvrirkung ortsunabhängig, d. h. unabhängig davon, ob sich das Stahlband an der Luft oder unter Wasser befindet, zu entwickeln. Wenn das erhitzte durchlaufende Stahlband nämlich in Wasser abgeschreckt wird, bildet sich augenblicklich ein Dampffilm auf der Oberfläche des Bandes, der die thermische Leitfähigkeit zerstört und die Abkühlungsgeschwindigkeit erheblich herabsetzt. Der bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verwandte Wasserstrahl ist zum Vermeiden eines solchen Dampffilmes sehr geeignet und Versuche haben gezeigt, daß leicht eine Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 3 000° C/sec. erreicht werden kann. Es hat sich andererseits gezeigt, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit, die durch ruhendes Wasser, Öl, ein Salzbad oder ein Metallbad erreicht werden kann, unter 1 000° C/ see. liegt. Der Grund für die Verwendung einer so hohen Abkühlungsgeschwindigkeit bei dem erfindungsgemäßen Verfahren liegt darin, daß die Kohlenstofflösung, die durch das Erhitzen und Durchglühen erhalten wird, bei Zimmertemperatur aufrecht erhalten werden soll. Das Abschrecken auf Zimmertemperatur hat entscheidende Einflüsse auf die Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur, die den nächsten Verfahrensschritt darstellt.

Beim Wiederaufheizen der Alterungsbehandlungsstufe bei niedriger Temperatur wird zunächst der Ausfällungskern für das Feincarbid der Kohlenstofflösung im Stahl gebildet. Das so gebildete Feincarbid ist zur Verbesserung der Festigkeit sehr nützlich und schränkt die Herabsetz^ung der Festigkeit infolge der Kohlenstofflösung auf ein Minimum ein. Das ist der erste Grund, warum das Stahlband auf Zimmertemperatur abgeschreckt werden muß. Der zweite Grund liegt darin, daß dann, wenn der Stahl in dem Zustand gelas en wird, in dem er sich nach dem Abschrecken auf Zimmertemperatur befindet, die Festigkeit in dieser Stufe, die auf der Lösungshärtunp; von Kohlenstoff beruht, extrem hoch ist. Es ist ;jedoch unvermeidlich, daß die obengenannte Kohlenstofflösung ausfällt und zu einer Verringerung der Festigkeit beim Überziehen und Brennen führt, das gewöhnlich nach der Preßverformung und 10 "bis ?.O I-Iim-ren lang bei 100 bis 200° C erfolgt. Es wird daher

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sehr schwierig, den Stahl zu verarbeiten, da zu dem Zeitpunkt, an dem er der Preßverformung unterworfen ist, die Festigkeit sehr hoch ist und nach der Preßverformung geringer wird. Aus diesem Grunde wird eine Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur durch eine Wiedererwärmung des durchlaufenden Stahlbandes, das auf Zimmertemperatur abgeschreckt ist, durchgeführt. In dieser Behandlungsstufe sollte die Kohlenstofflösung so weit ausgefällt werden, daß eine Verringerung der Festigkeit beim Überziehen und Brennen des geformten Werkstückes nicht auftritt. Die Erfordernisse zum Erwärmen, Durchglühen und Abkühlen sollten damit so optimal gewählt sein, daß nicht die gesamte Kohlenstofflösung beim Wiedererwärmen ausfällt, sondern ein Teil des Kohlenstoffes im gelösten Zustand bleibt.

Wenn bei der obengenannten Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur die Wiedererwärmungstemperatur gering ist, wird ein Produkt mit einer ausgezeichneten Schnellalterungsedgenschaft sowie einer guten Formbarkeit in der Preßverformungsstufe erhalten, da die Zugfestigkeit größer und die Streckgrenze kleiner werden;. Wenn die Temperatur jedoch zu gering ist, tritt kein Ausfällen der Kohlenstofflösung auf und wird die Verringerung der Festigkeit unvermeidbar, da die Kohlenstofflösung bei der Wärmebehandlung beim Überziehen und Brennen zum Ausfällen kommt. Daher liegt die kleinste Wiedererwärmungstemperatur bei einem Wert, bei dem Kohlenstofflösung teilweise zum Ausfällen kommt. Die untere Grenze für diese Temperatur beträgt 150° C. Um stabile Ergebnisse im Hinblick auf die Brenntemperatur nach der Preßverformung zu erhalten, ist daher eine Temperatur für die Wärmebehandlung von über 180° C erforderlich.

Andererseits erweicht eine zu hohe Wiedererwärmungstemperatur einen Teil des Ferrits in dem Zweiphasengefüge, in dem sowohl eine Ferritmatrix als auch ein Abschreckgefüge gleichzeitig vorhanden sind, was zu einer nicht unbeträchtlichen Verringerung der Festigkeit des Stahles führt. Zusätzlich werden die Unterschiede in der Härte zwischen dem Ferrit und dem Abschreckgefüge so groß,

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daß trotz der geringeren Zugfestigkeit keine Erholung der Dehnung auftritt und der "Zugfestigkeit + Dehnung" Index geringer wird. Eine zu hohe Wiedererwärmungstemperatur führt ebenfalls dazu, daß die übersättigte Kohlenstofflösung bei der Alterungsbehandlungsstufe als Ganzes ausfällt, so daß kein Schnellalterungseffekt erwartet werden kann. Daher liegt die obere Grenze für die Wiedererwärmungstemperatur bei 400° C. Bei einer Temperatur oberhalb von 400° C ergeben sich keinerlei Vorteile. Pur praktische Zwecke liegt die am meisten bevorzugte Temperatur zwischen 180 und 300° C. Der optimale Bereich für die Zeitspanne, während der der Stahl auf der Wiedererwärmungstemperatur gehalten wird, ändert sich in Abhängigkeit von der Temperatur. Wenn die Wiedererwärmungstemperatur im Bereich zwischen 150 und 180° C liegt, sollte diese Zeitspanne vorzugsweise 15 bis 300 Sekunden betragen, wenn sie innerhalb 180 und 300° C liegt, sollte sie 4 bis 300 Sekunden betragen und wenn sie zwischen 300 und 400° C liegt, sollte sie 2 bis 200 Sekunden betragen. Wenn die Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur unter Berücksichtigung dieser Temperatur-ird Zeiterfordernisse erfolgt, werden sämtliche oben aufgeführten Probleme gelöst. Es wird damit leicht möglich, in dieser Behandlungsstufe einen Teil des Kohlenstoffs in Lösung zu halten. Durch ein solches Verfahren kann eine Verringerung des "Zugfestigkeit + Dehnung" Index, die durch einen größeren Unterschied in der Härte des Zweiphasengefüges hervorgerufen wird, vermieden werden und können zufriedenstellende Schnellalterungseffekte erwartet werden. Wenn in der Praxis die Warmhaltezeit bei einer Wiedererwärmungstemperatur von 180 bis 300° C bei 20 bis 120 Sekunden liegt, werden optimale Schnellalterungseigenschaften erzielt. Das heißt, daß ein Wert^YP sichergestellt werden kann, der diesen Bereich als am meisten geeignet ausweist. Die Graphik der zugehörigen Zeichnung zeigt die Schwankung in dieser Verfahrensstufe. Aus der Graphik ergibt sich, daß Schnellalterungseigenschaften (in diesem FalleÄYP Kg/mm ) von wenigstens 7 Kg/mm sicher erhalten werden, wenn Temperatur und Zeit aus dem oben genannten Bereich gewählt werden· Bei optimalen

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Bedingungen ist es leicht möglich, einen Wert Δ YP von 12 Kg/mm zu erhalten. In der Graphik zeigt Δ Ή? den Anstieg der Streckgrenze des Stahles, der nach der Preßverformung einem Überziehen und Brennen.unterworfen wurde, gegenüber dem Wert direkt nach der Preßverformung.

Für die Abkühlungserfordernisse nach der obengenannten Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur gibt es keine besonderen Beschränkungen. WennJedoch aus praktischen Gründen eine Gebläsekühlung verwandt wird, ist es sehr leicht, das Stahlband auf eine zum Tempern geeignete Temperatur abzukühlen, wenn sich in der fortlaufenden Straße nach der Abkühlungsstufe integral ein Dressierwalzwerk befindet. Das Stahlband wird nach dem Dressierwalzen aufgespult und aus dem Werk befördert. Wenn ein Dressierwalzwerk nicht vorgesehen ist, kann das Stahlband zunächst aufgespult und dann einem Dressierwalzen unterworfen werden."

Die folgende Tabelle zeigt Vergleiche zwischen den Eigenschaften von nach dem erfxndungsgemäßen Verfahren hergestellten Stählen und von anderen Stählen.

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Anmerkungen: Die übrigen Herstellungserfordernisse sind im folgenden aufgeführt und für alle Stähle die gleichen:

1. Erv/ärmungsgeschwindigkeit bei der Wärmebehandlung: 800°C/min

2. Die Erfordernisse beim Brennen nach der Preßverformung sind die gleichen wie sie gewöhnlich bei der Automobilherstellung verwandt werden: 180° C χ 30 Min

3. Herstellungserfordernisse außer der Aufwickeltemperatur (Warmwalzen) Endtemperatur: 850° C (Warmwalzen)

Enddicke: 2,8 mm (Warmwalzen) Kaltwalzdicke: 1,2 mm

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Die Stähle 1 bis 6 in der obigen Tabelle wurden bezüglich des Einflusses der Zusammensetzung untersucht und der Stahl 1 enthielt kein säurelösliches Aluminium. Der Stahl 6 enthielt mehr Kohlenstoff als der erfindungsgemäße Stahl und die Stähle 2 bis 5 sind erfindungsgemäße Stähle. In den Schnellalterungseffekten ergeben sich im Falle der Stähle 1 und 2 keine großen Unterschiede. Es ist jedoch ersichtlich, daß der Festigkeitswert des Stahles 2, dem Al zugegeben ist, etwa 7 Kg/mm über dem des Stahles 1 liegt. Der Grund dafür liegt im Feinkorneinfluß auf der Grundlage des Aluminiumzusatzes und in der Verbesserung der Bearbeitbarkeit, Von diesen aluminiumberuhigten Stählen haben die Stähle 3 und 4 einen größeren Mn-Gehalt. Der Festigkeitswert steigt stark mit dem Mn-Gehalt an, wobei jedoch die Verringerung der Dehnung verglichen mit der verbesserten Festigkeit gering ist und der "Zugfestigkeit + Dehnung" Index höher und der Δ YP Wert sehr hoch bei etwa 11 Kg/mm liegt. Das ist damit ein ausgezeichneter Stahl. Aus dem Vergleich der Stähle 2, 5 und 6 ergibt sich der Einfluß des Kohlenstoffgehaltes. Dementsprechend steigt die Festigkeit mit ansteigendem Kohlenstoffgehalt an. Wenn der Kohlenstoffgehalt jedoch über 0,12 % wie im Fall des Stahles 6 liegt, wird die Dehnung außerordentlich geringer und es ergeben sich Probleme mit der Bearbeitbarkeit des Stahles. Darüber hinaus steigt der Anteil des Martensitsystems, der beim Schweißen angelassen wird, im Gefüge an, was zu einer geringeren Festigkeit führt. Im Falle des Stahles 5 (C=0,10 %) ergeben sich weder. Probleme mit der Bearbeitbarkeit noch mit der Schweißbarkeit und es ist bekannt, daß die obere Grenze für den Kohlenstoffgehalt bei 0,12 % liegen sollte.

Die Stähle 7 und 8 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Aufwickeltemperatur in der Warmwalzstufe untersucht. Wenn das Aufwickeln bei einer hohen Temperatur (700° C ) wie im Falle des Stahles 7 erfolgt, fällt AlN vollständig beim Warmwalzen aus und tritt kein Feinkorneinfluß zum Zeitpunkt der Lösungsbehandlung auf. Es zeigt sich, daß verglichen mit dem Stahl 8 die Festigkeit, herabgesetzt ist. Es ist daher für die erfindungsge-

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mäßen Stähle notwendig, die Aufwickeltemperatur auf einen Wert unter 630° C beim Warmwalzen festzulegen, damit ein Teil des Al und N in den gelösten Zustand kommt.

Die Stähle 9 bis 11 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Schnellabkühlungsbedingungen untersucht. Es ergab sich, daß der Stahl 10, der in ruhendem Wasser abgekühlt wurde, eine geringere Festigkeit und einen geringeren Schnellalterungseffekt als der Stahl 9 zeigte, der im Wasserstrahl abgeschreckt wurde. Der Stahl 11 wurde in einem Bleibad bei 250° C wie beim BISRA-Verfahren abgeschreckt und zeigt verglichen mit dem Stahl 9 eine geringere Festigkeit und überhaupt keine Schnellalterungseffekte. Damit ergibt sich, daß das Abschrecken in einem Wasserstrahl das bedeutendste Erfordernis für das erfindungsgemäße Verfahren im Hinblick auf die Verbesserung der Festigkeit und im Hinblick auf die Schnellalterungseffekte ist.

Die Stähle 12 bis 15 wurden im Hinblick auf die Einflüsse der maximalen Erwärmungstemperatur untersucht. Wenn die maximale Erwärmung stemperatur so klein wie beim Stahl 12 ist, kann eine ausreichende Kohlenstofflösung nicht erhalten werden und ist damit die Festigkeit geringer und sind die Schnellalterungseffekte kleiner. Wenn die Erwärmungstemperatur so hoch wie beim Stahl ist, verschwindet der Feinkorneffekt, der auf dem Zusammenballen von AlN beruht, so daß dieser Stahl eine geringere Festigkeit als der Stahl 14 aufweist. "Der Martensitanteil im Stahl wird größer und der Unterschied in der Härte des Martensits und der Ferritmatrix verringert die Dehnung so stark, daß der "Zugfestigkeit + Dehnung" Index bei der Endanalyse kleiner wird und damit dieser Stahl verschiedene Mängel aufweist.

Es ist bekannt, daß obere und untere Grenzen für die maximale Erwärmungstemperatur bestehen und die erfindungsgemäßen Stähle 13 und 14 zeigen eine ausgezeichnete Festigkeit und ausgezeichnete Schnellalterungseffekte und-Eigenschaften.

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Die Stähle 16 bis 20 zeigen den Einfluß der Wiedererwärmungstemperatur. Bei dem Stahl 16, der keiner Wiedererwärmung unterworfen wurde, nimmt ersichtlich die hohe Festigkeit nach dem Abschrecken stark ab, so daß sich Schwierigkeiten beim Verarbeiten dieses Stahles insbesondere im Hinblick auf den hohen Festigkeitswert zum Zeitpunkt der Preßverformung ergeben. Der Stahl 17, der einer Wiedererwärmung auf eine niedrige Temperatur unterworfen wurde, zeigt eine geringere Festigkeit nach dem Brennen als nach dem Wiedererwärmen, so daß der Effekt der Wiedererwärmung vollständig aufgehoben wird. Die Stähle 18 und 19 zeigen hohe Festigkeitswerte und gute Schnellalterungseffekte und damit ausgezeichnete Eigenschaften, wobei jedoch der Stahl 20 eine geringere Festigkeit und keine Schnellalterungseffekte zeigt, wenn er einer Wiedererwärmung auf eine höhere Temperatur unterworfen wird. Es bestehen daher selbstverständlich obere und untere Grenzen für die Wiedererwarmungstemperatur und die Stähle zeigen ausgezeichnete physikalische Eigenschaften, wenn diese Temperatur im Bereich zwischen 150 und 400° C liegt.

Die Stähle 21 bis 24 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Wiedererwärmungszeit untersucht. Sie zeigen eine Neigung zur Verringerung der Festigkeit bei einer Ausdehnung dieser Wiedererwärmungszeit. Wenn der Stahl 10 Minuten lang auf der Temperatur gehalten wurde, wie es im Falle desStahles24 der Fall war, trat eine Verringerung der Festigkeit und eine starke Abnahme der Schnellalterungseffekte auf. Andererseits ist der Einfluß der Wiedererwärmung selbst bei 250° C χ 10 Sekunden mit einer geringen Abnahme des Zugfestigkeitswertes jedoch mit einer starken Zunahme desÄHP Wertes nach dem Brennen erheblich. Daher sollte die Wiedererwärmungszeit zwischen 2 und J>00 Sekunden entsprechend der gewählten Wiedererwarmungstemperatur liegen. Es ist damit leicht möglich, teilweise eine Kohlenstofflösung im Stahl beizubehalten.

Anhand der im obigen beschriebenen Beispiele sind die technischen Erfordernisse des erfindungsgemäßen Verfahrens sichtbar geworden. Dieses Verfahren führt zu einer größeren Verbesserung als es bei

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dem Material der Fall ist, das nach dem eingangs genannten bereits vorgeschlagenen Verfahren hergestellt wird. Dieses Verfahren wiederum stellt eine Verbesserung des halbkontinuierlichen Verfahrens nach der BISRA-Methode und des chargenweisen Verfahrens nach der INLAND Steel Methode dar, bei denen die Schnellalterungseffekte durch den N-Gehalt im Stahl erzielt werden. Wie bereits erläutert, basieren die Verbesserungen auf den Unterschieden zwischen 1) dem Abschrecken auf die Aufwickeltemperatur durch ein Bleibad beim BISRA-Verfahren und dem Abschrecken auf Zimmertemperatur im Wasserstrahl beim erfindungsgemäßen. Verfahren, 2) der vollständigen Ausfällung der Kohlenstofflösung durch das Selbsttempern bei der Aufwickeltemperatur beim BISRA-Verfahren und dem teilweise Verbleiben der Kohlenstofflosung durch ein Wiedererwärmungsaltern beim erfindungsgemäßen. Verfahren und 3) der Wirkung des N beim INLAND Steel Verfahren, bei dem keine Alterungseffekte des Kohlenstoffes vorausgesagt werden können und der Steuerung der Kohlenstofflösung über eine Steuerung der AlN Ausfällung und dem vollständig kontinuierlichen . Vergütungsprozeß beim erfindungsgemäßen Verfahren, wobei der N-Gehalt bei der Stahlherstellung unvermeidlich ist·

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Claims

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1. Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten hochzugfesten Stahles mit einer Stahlherstellungsstufe, einer Warmwalzstufe, einer Kaltwalzstufe und einer vollständig kontinuierlichen Vergütungsstufe, dadurch gekennzeichnet, daß zur Verbesserung der SehneHalterungseigenschaften des Stahles bei der Stahlherstellungsstufe der Kohlenstoffgehalt im Bereich zwischen 0,04 bis 0,12 %, der Mn-Gehalt im Bereich zwischen 0,10 und 1,60 % und der Gehalt an säureloslichem Aluminium zwischen 0,01 und 0,20 % liegen, daß bei der Warmwalzstufe die Endtemperatur über 800° C.und die Aufwickeltemperatur unter 650° C liegen und daß bei der vollständig kontinuierlichen Vergütungsstufe ein durchlaufendes Stahlband auf eine Temperatur im Bereich zwischen 700 und 900° C mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mehr als 200⁰C/ min erwärmt und auf dieser Temperatur 10 bis 120 Sekunden lang gehalten wird, das erwärmte und auf dieser Temperatur gehaltene Stahlband mit Hilfe eines Wasserstrahles schnell auf Zimmertemperatur abgekühlt wird, das schnell abgekühlte Stahlband wieder erwärmt wird auf eine Temperatur im Bereich von 150 bis 400° C und für eine Zeitdauer auf dieser Temperatur gehalten wird, die im Bereich zwischen 2 und 5OO Sekunden in Abhängigkeit von der Wiedererwärmungstemperatur liegt und dabei ein Teil der Kohlenstofflösung im Stahl übrig bleibt und daß anschließend nach einer gewöhnlichen Abkühlung das Stahlband aufgewickelt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch, gekennzeichnet, daß die Haltezeit bei der Wiedererwärmung bei der vollständig kontinuierlichen Vergütungsstufe im Bereich zwischen 15 und 300 Sekunden liegt, v/enn. die Wiedererwärmungstemperatür im Bereich zwischen 150 und 1RO° C liegt.

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3· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Haltezeit bei der Wiedererwärmung "bei der vollständig kontinuierlichen Vergütungsstufe im Bereich zwischen 4- und 300 Sekunden liegt, wenn die Wiedererwärmungstemperatur im Bereich zwischen 180 .und 300° C liegt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Haltezeit beim Wiedererwärmen bei der vollständig kontinuierlichen Vergütungsstufe im Bereich zwischen 2 und 200 Sekunden liegt, wenn die Wiedererwärmungstemperatur im Bereich zwischen 300 und 400° C liegt.

5- Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Haltezeit beim Wiedererwärmen bei der vollständig kontinuierlichen Vergütungsstufe im Bereich zwischen 20 und 120 Sekunden liegt, wenn die Wiedererwarmungs temperatur im Bereich zwischen 180 und 300° C liegt.

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