DE2503988C2 - Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Bandstahls - Google Patents

Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Bandstahls

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DE2503988C2 DE19752503988 DE2503988A DE2503988C2 DE 2503988 C2 DE2503988 C2 DE 2503988C2 DE 19752503988 DE19752503988 DE 19752503988 DE 2503988 A DE2503988 A DE 2503988A DE 2503988 C2 DE2503988 C2 DE 2503988C2
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Description

a) die Stahlzusammensetzung in der Stahlerzeugungsstufe aus
0,04 bis 0,10% C
0,04 bis 0,20% P
030 bis 2,00% Si
nicht mehr als 0,02% S,
- wobei Mn zum Abbinden des S-Gehaltes in einer Menge von mindestens (10% S) zulegiert ■st, jCuGCii i/is rnaxirriui ν/,« \j IU L/Ctragcn ivann. Rest Eisen und Verunreinigungen
besteht und
b) der Stahl nach dem Wann- und Kaltwalzen kontinuierlich auf eine Temperatur vom Aci bis 9000C rekristallisierend innerhalb von 10 bis 120 Sekunden geglüht, anschließend von dieser Temperatur mittels Wasserstrahl abgeschreckt, danach bei 200 bis 500° C während 10 bis 180 Sek. angelassen und darauf in bekannter Weise abgekühlt und aufgehaspelt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt der Stahlzusammensetzung an säurelöslichem Al unter 0,01 % liegt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die untere Grenze des Schwefelgehalts der Stahlzusammensetzung 0,01% beträgt.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Verformungsgrad beim Kaltwalzen ca. 70% beträgt.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Bandstahls mit einer Zugfestigkeit von 40—80 kp/mm2, verbesserter Tiefziehfähigkeit mit einem Rankfordwert r über 1, ), verbesserter Punktschweißbarkeit und ohne wesentlichen Festigkeitsabfall bei nachfolgender Wärmeeinwirkung durch Einbrennlackierung.
Insbesondere für den Kraftfahrzeugbau sind aus Sicherheitsgründen hochfeste, kaltreduzierte Stahlbleche erforderlich, die sich gut verformen lassen. Derartige hochfeste, kaltreduzierte Stähle wurden bisher unter Zusatz von teueren Legierungsbestandteilen, z. B. Mn, Ti, Nb öder V mit Wärmebehandlung des Stahls in einem Kammerofen hergestellt. Dieses Verfahren weist jedoch durch den Zusatz der teueren Legierungsbestandteile in entsprechend großen Mengen hohe Herstellungskosten für den Stahl auf. Die Durchführung der Kaltreduzierung wird schwierig, und eine ungleichmäßige Festigkeitsverteilung ist unvermeidbar.
Um die ungleiche Festigkeitsverteilung und andere dieser Nachteile zu beseitigen, ist in der JA-PaL Veröffentlichung No. 40—3020 das BISRA-Verfahren vorgeschlagen worden. Nach diesem wird ein Bandstahl bekannter Zusammensetzung auf 740—8500C erwärmt, dann auf 150—2500C abgeschreckt und sofort gehaspelt, wodurch eine Wärmebehandlung in gehaspeltem Zustand bewirkt wird. Um die erforderliche Festigkeit zu erzielen, ist jedoch ein entsprechend hoher Zusatz
ίο von C erforderlich, wodurch eine Abnahme der Dehnung, der Punktschweißbarkeit, des Rankfordwertes und der Streckverformbarkeit auftritt. Ein solcher Stahl weist daher unzureichende Tiefzieheigenschaften auf. Außerdem wird durch den Wärmebehandlungsvorgang nach dem Haspeln die Fertigungslinie unterbrochen, so daß die Produktivität sinkt.
In den.JA-Pat. Veröffentlichungen No's 46-9541 und 46-9542 ist ein weiterentwickeltes konr.nuierliches Wärmebehandlungsverfahren beschrieben, bei dem der kaltreduzierte Bandstahl auf den A3 Punkt erwärmt und im Wasser abgeschreckt wird, um seine Festigkeit zu erhöhen. Jedoch nimmt bei diesem Verfahren die Festigkeit des Stahls beim Einbrennlackieren nach der Preß verformung um etwa 15 kp/mm2 ab. Da die Dehnung relativ wenig zunimmt und wegen des geringeren Rankfordwertes ergibt sich eine geringere Tiefziehfähigkeit und StreckverformbarkeiL Das Erzeugnis ist also zum Zeitpunkt der Preßverformung hart und wird nach der Umformung zum Fertigteil weich. Es kann daher nur schwer bearbeitet werden und ist für die Verarbeitung zu einem Stahl, der die Sicherheit bei Fahrzeugen erhöhen soll, nicht geeignet
Es ist die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe, ein Verfahren zu schaffen, mit dem ein Stahl mit einer Zugfestigkeit in der Größenordnung von 60 kp/mm2, einer Dehnung von über 20%, einem Rankfordwert von wenigstens 1,1 und einer Festigkeit der Punktschweißung von über 900 kp je Punkt in Querrichtung hergestellt werden kann, ohne daß besonders teuere Legierungselemente zugesetzt werden müssen.
Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung durch die im kennzeichnenden Teil des Anspruchs 1 enthaltenen Merkmale gelöst.
Ein Stahl ähnlicher Zusammensetzung ist zwar durch DIN 1624 bekanntgeworden. Dieser Stahl soll höchstens 0,10% C, 0,03-0,02 bzw. 0,03-0,15% Si, 0,20-0,45% Mn, 0,060-0,040% P und 0,05 bzw. 0,04% Schwefel enthalten.
Hiervon unterscheidet sich der erfindungsgemäß zu behandelnde Werkstoff durch einen wesentlich höheren Siliziumgehalt von 030—2,00% Si und durch die Ei;.haltung einer Abstimmungsregel für Mn und S.
Baustähle mit höheren, in der anmeldungsgemäßen Größenordnung liegenden Siliziumgehalten weisen üblicherweise auch höhere Kohlenstoffgehaite auf, wie beispielsweise das »Handbuch der Sonderstahlkunde« von E. Houdrement 1956, Band II, Seiten 1160—1169, Zahlentafeln 229—233, z. B. für den Baustahl St 52 und für Federstähle nachweist. Demgegenüber ist der
so erfindungsgemäß zu behandelnde Stahl ein kohlenstoffarmer, silizium- und phosphorreieher Werkstoff mit bestimmten Mangangehalten, zum Abbinden eines maximal zulässigen Schwefelgehaltes von 0,02%. In dem erfindungsgemäß zu behandelnden Stahl soll ein völlig anderes Eigenschaftsspektrum eingestellt werden, als bei den bekannten kohlenstoff- und siliziumreichen Baustählen.
Zwar ist das wirkungsvolle Binden des unerwünsch-
ten Schwefelanteils durch Mangan aus dem »Handbuch für Sonderstahlkunde« von E. Houdrement, Band II, Seite 953 bekannt, jedoch hat demgegenüber der erfindungsgemäß zu behandelnde Stahl einen erhöhten Siliziumanteil als unterscheidendes stoffliches Merkmal. Die komplexe Wirkung von P, S und Mn in Verbindung mit den Wärmebehandlungsmaßnahmen zur Verbesserung des erfindungsgemäßen Eigenschaftsspektrum ist in diesen Entgegenhaltungen nicht erwähnt.
Durch die DE-OS 21 07 640 ist ein Stahl bekanntgeworden, der bis 0,06% C enthält, nach dem Warm- und Kaltwalzen kontinuierlich in einem Bereich oberhalb der RekristaHisationstemperatur bis etwa 8000C geglüht, dann mit mehr als 50°C/S auf eine Temperatur von weniger als 500—3000C abgekühlt und anschlie-Bend bei 300—500° C wenigstens 10 Sekunden lang angelassen wird. Dieses bekannte Behandlungsverfahren erfaßt jedoch nicht die erfindungsgemäße Legierungsvorschrift Dk in dieser Entgegenhaltung beschriebenen Stähle sind siliziumfrei bzw. wird dem Siliziumgehalt in Verbindung mit anderen Legierungsbestandteilen im Sinne der erfindungsgemäßen Lehre keine entscheidende Bedeutung beigemessen. Außerdem ist erfindungsgemäß, abweichend von der Lehre der DE-OS 21 07 640, eine Wasserabschreckung mittels Wasserstrahl nach der Rekristallisationsglühung zwingend vorgeschrieben.
Es sind auch Stähle bekanntgeworden (DE-PS 8 97 422 und DE-AS 16 08 164), die die erfindungsgemäßen Gehalte an Phosphor und Silizium aufweisen und die Glühungen im Bereich der Rekristallisationstemperatur mit nachfolgendem Abschrecke;/ bzw. raschem Abkühlen unterzogen werden. Bei diesen Stählen handelt es sich jedoch um Baustähle für «j ;n Hoch- und Brückenbau bzw. zur Herstellung von hochfestem Ji Verpackungsband. Diese Druckschriften beschreiben aber keine Behandlung von Stählen mit guter Tiefziehfähigkeit.
Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte hochfeste, kaltreduzierte Stahl weist gegenüber dem gesamten Karosseriebleche betreffenden Stand der Technik den Vorteil auf, daß seine Festigkeit bei der Einbrennlackierung nach dem Preßverformen zunimmt, er für diese Verformung aber eine gute Dehnung, Tiefziehfähigkeit, Streckverformbarkeit und Schweißbarkeit aufweist, ohne daß hierfür besondere Legierungsanteile zugesetzt werden müssen.
Die Erfindung wird im folgenden anhand von Beispielen näher erläutert.
Um eine vollständige Ausnutzung der kontinuierli- >n chen Wärmebehandlung, die bei der vorliegenden Erfindung vorgesehen ist, zu gewährleisten, ist eine spezifische Zusammensetzung des Stahls erforderlich, und zwar aus den folgenden Gründen:
55
C: Die untere Grenze von 0,04% stellt einen kritischen Wert für den Blasvorgang mit Hilfe eines Konverters bei einer Massenherstellung dar, während der obere Grenzwert von 0,10% im Hinblick auf den Rankförd-Wert, Die Dehnung und die Punktschweißbarkeit festgelegt wurden.
S: Beim gleichzeitigen Auftreten von P und S tritt eine nachteilige Beeinflussung der Punktschweißbarkeit ein, so daß der S-Gehalt so gering als möglich, höchstens 0,02% oder weniger sein sollte.
Mn: Im Hinblick auf die bekannte Rotbrüchigkeit des Stahls ist der untere Grenzwert von Mn mit S% χ 10 festgelegt, während der obere Grenzwert aus den folgenden Gründen 0,70% beträgt. Mn spielt als Element eine ausschlaggebende Rolle bei der Bildung eines Austenitgefüges. Das Gefüge im Stahl bei der Abschreckung nimmt mit zunehmendem Mn-Gehalt zu, wodurch sich eine nachteilige Beeinflussung der Tiefziehfähigkeit {T- Wert) ergibt. Vorzugsweise ist ein Mn-Gehalt von MngO.20% vorgesehen.
Dieses Element wird in einem Bereich oberhalb des Bereichs der Verunreinigungen bei dem Verfahren gemäß der Erfindung zugesetzt. Dieser Zusatz von P ermöglicht eine Verbesserung des Rankfort-Werts durch die Doppelwirkung bei .der Abschreckbehandlung von Aci bis 9000C im Wasserstrahl. Diese Wirkung tritt bevorzugt bei einem Stahl, dessen Si-Gehalt größer als 0,30% ist, auf. Diese Auswirkung läßt sich bis jetzt nicht begründen, jedoch liegt bei dem Verfahren gemäß der Erfindung hierin eine überraschende Wirkung. Bei einem Stahl, der in seiner Zusammensetzung einen solchen P-Gehalt aufweist, zeigt eine abnehmende Empfindlichkeit in bezug zur Abschrecktemperatur, so daß eine gleichmäßige und gleichbleibende Qualität eines Werkstoffs erzielt wird. Ein Grund hierfür liegt vermutlich darin, daß durch den Zusatz van einem der Ferrit bildenden Elemente, während Mn eines der Austenit bildenden Elemente ist, eine Reduzierung der Abhängigkeit von der Glüh- bzw. Wärmebehandlungstemperatur aufgrund eines »j>«-Anteils im Stahl während des Rekristallisationsglühens ermöglicht wird. Bei einer Anlaßbehandlung bei einer niedrigen Temperatur wird festgestellt, daß die Empfindlichkeit auf die Anlaßtemperatur eine Verschlechterung der Qualität bewirkt, die ebenfalls durch einen Zusatz von P reduziert werden kann. Folglich können eine gleichbleibende Güte eines Werkstoffes sowie die oben aufgeführte verminderte Empfindlichkeit in bezug auf eine Abschrecktemperatur bei dem Verfahren gemäß der Erfindung przielt werden. Durch den Zusatz von P kann auch die Dehnungseigenschaft verbessert werden. P wirkt hierbei als ein Element, das ein Lösungshärtungsvermögen ohne Vergrößerung der zweiten Phase beim Abschrekken aufweist, so daß die Härte der Ferritphase ohne Zunahme der Härte des Abschreckgefüges möglich ist, wodurch der Unterschied in der Härte zwischen der Ferritphase und der zweiten Stufe der Abschreckung verringert wird. Durch den Zusatz von P kann die Festigkeit eines Stahls bei sehr geringen Kosten erhöht werden. Die überraschende Wirkung, die bei dem Verfahren gemäß der Erfindung auftritt, kann bei einem Zusatz von weniger als 0,04% P nicht erzielt werden. Ein Zusatz von über 0,20% P sollte wegen der Verschlechterung der Punktschweißbarkeit nicht in Betracht gezogen werden. Ein bevorzugter Bereich für den Gehalt von P liegt bei 0,05 bis 0,120%.
Durch den Zusatz von Si läßt sich die erforderliche Festigkeit des Stahls erzielen, ohne andere Vorteile zu beeinträchtigen, insbesondere im Hinblick auf den Rankford-Wert, der — wie oben aufgeführt — über 1,1 liegt. Der oben aufgeführten Grundzusammensetzung des Stahls kann Si mit mehr als 0.3% zugesetzt werden, ohne daß der Rankford-Wert abnimmt, jedoch liegt ein bevorzugter Bereich bei höchstens 2.0% im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit.
Saurelösliches Al:
Der Betrag des säurelöslichen Aluminiumgehalts beeinflußt die Vorteile und überraschenden Wirkungen des Verfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung nicht, jedoch liegt ein bevorzugter Bereich bei geringer 0,010%.
Bedingungen beim Heiß- und Kaltwalzen
Hierbei sind, wie oben aufgeführt, keine besonderen Voraussetzungen gegeben.
Bedingungen bei der kontinuierlichen
Wärmebehandlung
Bedingungen beim Rekristallisationsglühen
Als untere Grenze beim Rekristallisationsglühen kommt bei einem kalt reduzierten Stahl der oben aufgeführten Zusammensetzung der Aci-Punkt in Betracht Liegt die Temperatur unterhalb Aci, kann die erforderliche Festigkeit nur schwerlich erreicht werden, und ein Absinken des Rankford-Werts tritt auf. Liegt die Temperatur oberhalb 9000C, tritt eine Abnahme des Rankford-Wertes als auch eine Abnahme der Dehnung auf. Eine Belaßzeit von weniger als 10 Sekunden bei einer solchen Glühtemperatur kann eine Rekristallisation nicht gewährleisten, und bei einer Belaßzeit von über 120 Sekunden nimmt die Herstellungsgeschwindigkeit in der Fertigungsstraße ab, d. h. die Produktivität nimmt ebenfalls ab.
Abschreckbedingungen
Die Abschreckung erfolgt von der oben aufgeführten RßkristallisationsglijhtemDeratur. Um eine große Menge von gelöstem Kohlenstoff abzuschrecken und ein Abschreckgefüge rfit hohftr Festigkeit zu bilden, ist eine Temperatur von wenigstens Aci erforderlich. Die Abschreckung, ausgehend von einer Temperatur, die oberhalb 9000C liegt, sollte aufgrund der Abnahme des Rankford-Wertes und der Abnahme der Dehnung vermieden werden. Der Wärmebehandlungszyklus bei dem Verfahren gemäß der Erfindung wird bevorzugt mit einer Abschreckung im Wasserstrahl durchgeführt. Bei Versuchen bestätigte sich, daß der Rankford-Wert mit zunehmender Abschreckgeschwindigkeit bei der oben aufgeführten Bandstahlz\isammensetzung zunimmt. Ein Stahl, der zusätzlich 0,04% bis 03% P enthält, ist ein hochfester, kalt reduzierter Stahl mit einem Rankford-Wert von über 1,1, wobei nur eine Abschreckung des Stahls in einem Wasserstrahl von der
5 oben aufgeführten Temperatur von Aci bis 900° C erfolgte. Bei einer einfach durchzuführenden Abschrekkung in einem Wasser- oder einem Metallbad oder bei einer Schnellabkühlung mit einem Gasstrahl anstelle der Abschreckung im Wasserstrahl kann der zu erzielende
ίο Rankford-Wert nicht erhalten werden.
Anlaßbedingungen bei geringer Temperatur
Um eine Abnahme der Festigkeit bei der Einbrennlackierung nach der Preßformung infolge der Ausschei-
;5 dung des gelösten Kohlenstoffs in Form von Feincarbiden ist eine Anlaßbehandlung bei wenigstens 200° C 10 Sekunden lang erforderlich. Wenn jedoch die Anlaßtemperatur 5000C überschreitet, wird die Abnahme der Festigkeit durch das Anlassen größer, und die oben aufgeführten Wirkungen beim Abschrecken treten hierbei ebenfalls auf.
Wenn andererseits die Anlaßzeit 180 Sekunden überschreitet, nimmt die Herstellungsgeschwindigkeit in der Fertigungsstraße ab, wodurch eine geringe Produktivität ermöglicht wird. Die abschließende Abkühlung und die darauffolgende Aufwicklung erfolgen auf die bekannte Art und Weise.
In der folgenden Tabelle sind die Eigenschaften und die Verfahrensbedingungen bei de? Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung an Ausführungsbeispielen zusammengefaßt Die in der Tabelle nicht aufgeführten Verfahrensbedingungen sind folgende:
Endtemperatur beim
Warmwalzen:
Enddicke nach Kaltreduzierung:
Enddicke für Punktschweißen:
Dressier- oder Nachwalzrate:
Erwärmungsgeschwindigkeit bei
oer kontinuierlichen Wärmebehandlung (Rekristallisationsglühen und Anlassen
mit eingeschlossen):
820 bis 880° C
0,8 mm
1,2 n;m
0,8 bis 1,5%
400bisl200°C/min
Stähle Anmerkung Zusammensetzung (' P S Mn Si säure- Auf- Kaltreduk-
lösl. Al wickel- tionsrate
C 0,073 0,010 0,28 Spuren Spuren Temp. (%)
0,081 0,009 0,23 Spuren Spuren (°C)
1 Einfluß von C 0,06 0,011 0,009 0,32 Spuren Spuren 590 75
2 0,12 0,010 0,008 0,21 1,02 0,002 595 75
3 Einfluß von P 0,09 0,070 0,010 0,17 1,15 0,004 600 75
4 0,05 0,152 0,009 0,20 0,98 0,002 590 75
5*) 0,06 0,238 0,006 0,25 0,95 0,007 620 75
6*) 0,05 0,082 0,025 0,25 0,77 0,003 610 75
7 0,05 0,075 0,016 0,24 0,83 0,005 610 75
8 EinfluG von S 0,05 0.079 0.006 0.21 0,75 0,005 630 75
9*) 0,06 620 75
1(VM 0.06 600 75
Fortsetzung Anmerkung Zusammensetzung (", P ■'..) Mn Si säurc- Auf- Kaltreduk-
Sliihle lösl. Al wickel- tionsrate
C 0,070 S 1,01 1,15 0,004 Temp. ("/„)
0,088 0,33 1,03 0,004 (0C)
Einfluß von Mn 0,05 0,078 0.009 0,13 0,98 0,003 595 75
11 0,04 0,073 0,007 0,28 Spuren Spuren 620 75
12*/ 0,06 0,070 0,007 0,17 1,15 0,002 670 75
13*) Einfluß von Si 0,06 0,070 0,010 0,17 1.15 0,002 650 75
14 0,06 0.082 0,010 0,28 1,00 0,053 620 75
15*) Einfluß von 0,06 0,010 620 75
16*) säurelös!. Al 0,06 0,009 630 75
17*)
*) Nach dem eriindungsgemaüen Verfahren hergesieiiier Siaiii.
Kontinuierlicher Wä'rmebehandlungszyklus min min Ausgangs- Ab Abschrecken TS = Zugfestigkeit. der Wasserstrahl Anlassen 1 min Mechanische Eigensc El (%i Taften Punktschweil!- Kaltreduk-
min min temp. beirr schrecken 7900C El - Dehnung. j9*\ Kaltreduktion Wasserstrahl 1 min barkeit tionsrate
Glüh- und min min 7900C 20*) Wasserstrahl 1 min JS r (kpi/Punkt) (%)
Tiefofen min min 79O°C ~r = Rankford-Wert. Wasserstrahl 2500CX 1 min ikp/mnr) 33,4
behandlung min min 8000C Stähle Anmerkung Wasserstrahl 2500C x 1 min 13,9 65
8000CX min 8100C x 1 min 8000C Wasserstrahl 2500C X 1 min 48,3 27,3 1,27 953 75
8000CX min 8100C x 1 min 800° C Wasserstrahl 3000C X I min 65,2 27,0 0,93 531 85
8000C X 8100C x 1 min 8000C Wasserstrahl 3000Cx 1 min 48,2 29,6 0,93 -
8100C x 8100C x 1 min 8000C 18*) Einfluß Wasserstrahl 3000C x 1 min 58,0 30,3 0,97 959
8100C x 8100C x 1 min 8000C Wasserstrahl 3000C x 1 min 59,5 29,9 1,22 1180
810°C x 810°C x 800°C Wasserstrahl 3000Cx 1 min 62,9 30,1 1,21 1005
8100C x 8100CX 8000C Wasserstrahl 3000Cx 1 min 63,9 30,5 1,22 621
8100CX 8000C Wasserstrahl 3000Cx 1 min 57,3 29,9 1,21 713
81O°CX 800° C Wasserstrahl 300°Cx 1 min 56,9 23,5 1,19 932
810°Cx 800°C Wasserstrahl 300°Cx 1 min 58,7 27,1 1,20 1011
800°C Wasserstrahl 300°Cx 1 min 70,2 30,5 0,95 -
80ü°C Wasserstrahl 30O0Cx 1 min 63,2 33,9 1,13 -
8000C 3000Cx 59,1 30,3 1,25 -
300°Cx 47,0 30,3 1,27 919
3000CX 62,9 25,5 1,21 1005
Zusammensetzung ( 62,9 1,21 -
62,1 1,10 -
C P Mn
0,06 0,070 0,17
0,06 0,070 S 0,17 säure- Auf-
0,06 0,070 0,17 lösl. Al wickel-
0,010 Si 0,004 Temp.
0,010 0,004 C3C)
0,010 1,15 0,004 600
1,15 620
1,15 680
Fortsetzung Anmerkung Zusammen 2 5 03 y»8 Si 10 Auf- K
!!
9 Stühle wickel-
C Setzung ( /«) 1,15 Temp. ii'
Kiiltreduk- r|
lionsrate s
1,15 (0C) (%) §
Einfluß der Temp. 0,06 I' S Mn 1,15 saure- 620 I
21 u. der Ausgangs- 0,06 1,15 lösl. Al 620 75 I
22*) temp. beim Ab
schrecken		 0,06 0,070 0,010 0,17 1.15 0,004 620 75 I
23*) 0.06 0,070 0,010 0,17 1.15 0,004 620 75 1
24 Einfluß der 0,06 0,070 0,010 0,17 1,15 0,004 620 75 I
25*) Abschreckweise 0,06 0,070 0,010 0.17 1.15 0,004 620 75 1
26 Einfluß der 0,06 0,070 0,010 0.17 1,15 0,004 620 75 1
27 Anlaßtemperatur 0.06 0,070 0,010 0,17 1,15 0,004 620 75 i
28 0,06 0,070 0,010 0.17 1,15 0,004 620 75 I
29*) 0,06 0.070 0,010 0,17 1,15 0.004 620 75
30*) 0,06 0,070 0,010 0,17 1,15 0,004 620 75
31 Wärme 0,06 0.070 0,010 0,17 1,15 0,004 620 75 ί
32 behandlung 0,06 0,070 0,010 0,17 1,15 0,004 620 75 I
33 0,06 0,070 0,010 0,17 0,004 620 75
34 0,06 0,070 0,010 0.17 0,004 620 75 j
35*) 0,070 0,010 0,17 0,004 75
0,070 0,010 0,17 0,004
·) Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt.
Kontinuierlicher Wärmebehandlungszyklus Aijsgangs- TS = Zugfestigkeit. Ab Anlassen 1 min Mechanische Eigenschaften El (%) r %
Punktschweiß- I
barkeit f 		il _ 1
temp. beim El = Dehnung. schrecken 1 min (kp,/Punkt) £ I
Glüh- und Abschrecken 1 min TS Γ
■» 		I - I
Tierofen 8000C ~r = Rankford-Wert. Wasserstrahl 3000C X 1 min (kp/mm2) 29,9 1,15 ■;;,
rX 		I
behandlung 8000C Wasserstrahl 3000C X 1 min 29,6 1,22 X
ι 		I
8100C X 1 min 8000C Wasserstrahl 3000CX 1 min 58,3 29,0 1,30 I
8100C x 1 min 9200C Wasserstrahl 3000CX 1 min 59,5 16,9 0,92 - .■■■
8100C X 1 min 8000C Wasserstrahl 3000CX 1 min 60,4 29,6 1,22 - ji
9200C x 1 min 7400C Wasserstrahl 3000CX 1 min 67,4 31,0 1,21 _
8100C x 1 min 69O0C Wasserstrahl 3000CX 59,5 31,2 0,88
7500C x 1 min 8000C Wasserstrahl 3000C x 1 min 57,9 29,6 1,22
7000C X 1 min 8000C Gasstrahl 3000CX I min 53,3 31,0 0,95
8100C X 1 min 8000C Wasserstrahl - 1 min 59,5 19,2 1,18
8100C X 1 min 8000C Wasserstrahl 1500CX 1 min 50,9 23,3 1,22
8100C X 1 min 8000C Wasserstrahl 3500CX 69,8 29,6 1,22
8100C X 1 min 8000C Wasserstrahl 400°Cx 65,2 31,2 1,20
8100C x 1 min 8000C Wasserstrahl 600°Cx 57,5 30,8 1,23
8100C x 1 min — — — 1 min 55,5 35,5 1,20
8100C X 1 min 7100C Luftkühlung - 51,2 30,2 0,83
700°C X 3 hr 8000C Luftkühlung - 47,8 33,3 0,95
7100C X 1 min 8000C Wasserstrahl 300°Cx 52,3 29,6 1,22
8100C x 1 min 50,0
8100C x 1 min 59,5
Bei der Tabelle stellen die Stahle 1 und 2 Beispiele aus der Vielzahl von Stählen dar, an denen die Auswirkungen in bezug auf den C-Gehalt untersucht wurden. Der Stahl 1 stellt einen Stahl gemäß dem Verfahren der Erfindung dar und weist Kennwerte auf, die sowohl im Rankford-Wert r sowie dem Dehnungswert und der Punktschweißbarkeit über den erforderlichen Werten liegen. Der als Vergleich dienende Stahl 2 zeigt Werte, die zwar hinsichtlich der Festigkeit höher, aber sonst wesentlich unterhalb der erforderlichen Werte liegen, obwohl sich dieser Stahl nur im C-Gehalt von der Zusammensetzung des Stahls I unterscheidet und obwohl dieselben Bedingungen eingehalten wurden. Folglich sollte der C-Gehalt in dem bei der Erfindung vorgeschlagenen Bereich liegen.
Die Auswirkungen des P-Gehalts wurden im Zusammenhang mit den Stählen 3 bis 7 untersucht. Die Zusammensetzung des Stahls 3 lag so, daß seine Zugfestigkeit bei 45 kp/mm2 ohne den Zusatz von P liegt. Der r-Wert iag wesentlich unterhalb des erforderlichen Wertes, d. h. bei 0,93. Beim Vergleich mit dem Stahl 1 sind die überraschenden Wirkungen des P-Zusatzes deutlich. Die Auswirkung des P-Zusatzes bei einer Stahlzusammensetzung, die 1,0% Si enthält, wurde entsprechend anhand der Stähle 4 bis 7 ermittelt. Der Vergleichsslahl 4, der einen geringen P-Gehalt hat, weist einen 7-Wert von 0,97 auf, so daß der erforderliche Wert selbst dann nicht erhalten werden kann, wenn dieselben Herstellungsbedingungen berücksichtigt werden. Im Gegensatz zum Stahl 7, dessen P-Gehalt den oberen Grenzwert des Bereichs gemäß der Erfindung erreicht, zeigt einen entsprechend niedrigen Wert in der Punktschweißbarkeit, der ungefähr bei 621 kp/Punkt liegt, auf und ist für seinen Bestimmungszweck nicht geeignet.
Die gemäß der Erfindung hergestellten Stähle 5 und 6 weisen Werte auf, die höher als jene der entsprechenden Stähle, die nach dem bekannten Kammerofen bzw. intermittierenden Wärmebehandlungsverfahren hergestellt sind. Liegt der P-Zusatz innerhalb des bevorzugten Bereichs der Erfindung, können die überraschenden Wirkungen bei dem Verfahren gemäß der Erfindung sowie der synergistische Effekt des Wärmezyklus in der kontinuierlichen Wärmebehandlungsstufe erzielt werden.
Die Stähle 8 bis 10 wurden in bezug auf die Auswirkung des S-Gehalts im Stahl untersucht. Wie oben erläutert, beeinflußt der S-Gehalt im Stahl sehr stark seine Punktschweißbarkeit. Der Stahl 8 enthält S mit ungefähr 0,025%, so daß der obere Grenzwert, der bei dem Verfahren gemäß der Erfindung vorgesehen ist, überschritten wird, und es tritt eine Punktschweißbarkeit von ungefähr 713 kp/Punkt auf, die niedriger als der erforderliche Wert liegt. Andererseits weist der Stahl 9, der in dem Bereich, der bei der vorliegenden Erfindung vorgesehen ist, liegt und 0,016% S enthält, eine Punktschweißbarkeit von 932 kp/Punkt auf, die den erforderlichen Wert wesentlich überschreitet, und der Stah! 10, der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist und 0,006% S enthält, weist eine extrem hohe Punktschweißbarkeit von 1,011 kp/Punkt auf. Somit läßt sich vermuten, daß der S-Gehalt so gering wie möglich, & h. maximal bei 0,02% S liegen sollte.
Die Stähle 11 bis 13 wurden in bezug auf die Auswirkung von Mn untersucht Dies läßt sich am besten anhand des Rankford-Wertes aufzeigen. Der Stahl 11, der Mn mit 1,01% enthält, weist einen ÄWert von 0,95 auf, d.h. einen Wert, der unterhalb des
erforderlichen Wertes liegt. Der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellte Stahl 12, dessen Mn-Gehalt innerhalb des optimalen Bereichs liegt, zeigt einen r-Wert von 1,13, der den erforderlichen Wert wesentlich überschreitet. Insbesondere der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Stahl 13, der nur einen Mn-Gehalt von 0,13% enthält, weist einen extrem hohen 7-Wert von 1,25 auf.
Die Stähle 14 und 15 wurden in bezug auf die Auswirkung von Si untersucht. Der erstere stellt ein Beispiel dar, bei dem der Si-Zusatz nicht beträchtlich ist, d. h. der einen Durchschnittsgehalt enthält, während der letztere Si mit einem Gehalt von 1 15% enthält.
Beim Vergleich der beiden Stähle läßt sich feststellen, daß der Stahl 14 eine Festigkeit aufweist, die jener des Stahls 1 ähnlich ist, der keinen Si-Zusatz enthält, und der Stahl 15 zeigt eine extreme Zunahme in der Festigkeit. Trotz der Zunahme des Si-Gehaltes nehmen die anderen erforderlichen Werte, wie z. B. die Tiefziehfahigkeit, die Dehnung auf die Punkischweißbarkeit nicht ausschlaggebend ab.
Anhand der Stähle 16 und 17 wurden die Auswirkungen in bezug auf den Gehalt von säurelöslichem Aluminium untersucht. Beide Stähle sind nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt, und der Stahl 16, der säurelöslichcs Aluminium nur zu 0,002% enthält, weist insbesondere einen hohen 7Wert von 1,21 auf. so daß sich feststellen läßt, daß bei geringerem Gehalt von säurelöslichem Aluminium ein bevorzugter 7-Wert erreichbar ist.
Anhand der Stähle 18 bis 20 wurden die Auswirkungen in Abhängigkeit von der Kaltreduktionsrate ermittelt. Obwohl alle diese drei Stähle nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt sind, nehmen die 7 Werte bei zunehmender Reduktionsrate zu.
Anhand der Stähle 21 bis 24 wurden die Auswirkungen im Zusammenhang mit dem Rekristallisationsglühen und der Ausgangstemperatur für das Abschrecken in der kontinuierlichen Wärmebehandlungsstufe bestimmt. Bei dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsvorgang gemäß der Erfindung ist der Belaß oder Haltezeit beim Rekristallisationsglühen kurz, und die Anlaßbehandlung kann schnell durchgeführt werden, was gleichzeitig durch die beiden Einflußgrößen bewirkt wird. Unter der Annahme, daß die Einflußgrößen getrennt voneinander zu betrachten sind, konnte festgestellt werden, daß der r-Wert des Vergleichsstahls, der eine Zusammensetzung aufweist, die innerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung liegt, extrem niedrig, z. B. bei 0,88 liegt, da die Temperatur, von der bei der Abschreckung ausgegangen werden soll, den A|-Punkt nicht erreicht. Ähnlich verhält es sich mit dem r-Wert bei dem Vergleichsstahl 21, bei dem die Abschreckung von einer Temperatur von 920° C erfolgte und somit oberhalb der Glühtemperatur gemäß der Erfindung lag, der ebenfalls niedrig ist und ungefähr bei 0,92 liegt, wobei eine extrem niedrige Dehnung von 16,9% auftritt. Die nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellten Stähle 22 und 23, deren Temperaturbereiche im bevorzugten Bereich gemäß der Erfindung lagen, weisen Eigenschaften auf, die oberhalb der erforderlichen liegen.
Anhand der Stähle 25 und 26 wurde die Auswirkung der Abschreckung ermittelt. Der Vergleichsstahl 26, der innerhalb des bevorzugten Bereichs gemäß der Erfindung liegt, der jedoch mit einer höheren Abschreckgeschwindigkeit als die beim Gasstrahl behan-
ddt wurde, wies eineh r-Wcrt von 0,95 auf. Wohingegen der P-Wert des Stahls 25, der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt worden ist, in einem Wasserstrahl bei einer entsprechenden Abkühlungsgeschwindigkeit abgeschreckt worden ist, ungefähr bei "> 1,22 liegt. Die Bedingung bei der vorliegenden Erfindung, daß die Abschreckung in einem Wasserstrahl erfolgt, ist durch den beträchtlichen Unterschied in den entsprechenden r-Werten deutlich zu erkennen, da diese Stähle dieselbe Zusammensetzung aufweisen. Diese m beiden Einflußgrößen bewirken den synergistischen Effekt von Abschreckung und oben aufgeführter Zusammensetzung.
Anhand der Stähle 27 bis 31 wurde der Zusammenhang mit der Anlaßtemperatur erfaßt. Der Vergleichs· r> stahl 27 wurde keiner Anlaßbehandlung ausgesetzt. Der Stahl wies eine Abnahme in der Festigkeit um ungefähr 6,0 kp/mm2 bei einer Einbrennlackierung von 170" C während 30 Minuten auf. Der Stahl 28 wurde einer ÄiiiiiGucniiiiu'iuiig bei 150"C aUSgcici/i, uic uiiiciiiaiu 2" des bevorzugten Bereichs gemäß der Erfindung liegt, so daß sich nach dem Einbrennvorgang eine Abnahme der Festigkeit um etwa 2,0 kp/mm2 ergab.
Stähle, deren entsprechende Festigkeit bei der Einbrennbehandlung verringert wird, sind als hochfeste. .'" kalt reduzierte Stähle nicht geeignet. Die Stähle 29 und 30, die einer Anlaßbehandlung unterworfen wurden, die innerhalb des bevorzugten Bereichs gemäß der Erfindung lag, wiesen die entsprechenden ausgewogenen Eigenschaften, wie in 1er Tabelle aufgezeigt, auf. κ und es war keine Abnahme ir. der Festigkeit nach dem Einbrennvorgang zu verzeichnen. Wenn andererseits eine Anlaßtemperatur von 6000C, wie beispielsweise bei dem Stahl 31, auftritt, fällt der Festigkeitswert auf 51,2 kp/mm2 ab, d.h. es liegt eine Abnahme um 5 bis Ji 9 kp/mm2 unterhalb der Festigkeit jenes Stahls vor, der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergCjtellt ist. Liegt die Anlaßbehandlung innerhalb des gemäß der Erfindung vorgesehenen bevorzugten Bereiches, wird ein hochfester, kalt reduzierter Stahl erhalten, dessen Festigkeit in der Einbrennstufe nicht wesentlich abnimmt.
Anhand der Stähle 32 bis 35 wurden die Auswirkungen im Zusammenhang mit den verschiedenen Wärmebehandlungsverfahren ermittelt. Der Vergleichsstahl 32 wurde der bekannten intermittierenden Wärmebehandlung, d. h. einer Tiefofenbehandlung bei 700°C für 3 Std. und einer allmählichen Abkühlung im aufgewickelten Zustand unterzogen. Der Stahl weist eine Festigkeit auf, die um 11,7 kp/mm2 geringer ist als jene des Stahls 35. der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist. Die Produktivität sowie die Gleichmäßigkeit der Werkstoffgüte liegen beim Stahl 35 wesentlich höher als beim anderen, da der erstere bei einem intermittierenden Wärmebehandlungsvorgang in einem
letztere kontinuierlich in der Strangforrn weiterbehandelt wurde.
Der Vergleichsstahl 33 zeigt ein Ausführungsbeispiel, das nach dem bekannten kontinuierlichen Wärnebehandlungsverfahren hergestellt ist. Die Festigkeit des Stahls 33 liegt wesentlich unterhalb jener des Stahls 35, der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist und eine Festigkeit von 52,3 kp/mm2 aufweist, und der r-Wert liegt ebenfalls extrem niedrig bei 0.83. Andererseits wurde ein weiterer Vergleichsstahl 34 einer Glühtemperatur von 8100C ausgesetzt, d. h. einer Temperatur, die höher als jene des Stahls 33 liegt. Es ergab sich ein etwas höherer 7-Wert, jedoch lag dieser noch wesentlich unterhalb jenem des Stahls 35 sowohl in bezug auf die Festigkeit als auch in bezug auf den r-Wert.

Claims (1)

Patentansprüche:
1. Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Bandstahls mit einer Zugfestigkeit von 40—80 kp/ mm2, verbesserter Tiefziehfähigkeit mit einem Rankfordwert r über 1,1, verbesserter Punktschweißbarkeit und ohne wesentlichen Festigkeitsabfall bei nachfolgender Wärmeeinwirkung durch Einbrennlackieren, dadurch gekennzeichnet, daß
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5942052B2 (ja) * 1976-08-30 1984-10-12 日本鋼管株式会社 連続焼鈍による超高強度冷延鋼板の製造方法
DE2965340D1 (en) * 1978-02-21 1983-06-16 Inland Steel Co High strength steel and process of making
JPS5825733B2 (ja) * 1979-11-27 1983-05-30 新日本製鐵株式会社 塗装性、溶接性及び加工性の良い高強度冷延鋼板の製造方法
US4417720A (en) * 1979-12-12 1983-11-29 Centre De Recherches Metallurgiques Continuous heat treatment plant for steel sheet
JPS5684443A (en) * 1979-12-14 1981-07-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> High tensile cold rolled steel plate excellent in press moldability and denting resistance and its manufacture
JPS5857492B2 (ja) * 1980-09-25 1983-12-20 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度冷延鋼板の製造方法
JPS57137452A (en) * 1981-02-20 1982-08-25 Kawasaki Steel Corp Hot rolled high tensile steel plate having composite structure and its manufacture
JPS57155347A (en) * 1981-03-19 1982-09-25 Kawasaki Steel Corp High tension hot rolled steel sheet for wheel rim and excellent in weldability of flush butt
JP4530606B2 (ja) 2002-06-10 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE897422C (de) * 1940-12-19 1953-11-19 Hoerder Huettenunion Ag Hochwertiger Baustahl fuer den Hoch- und Brueckenbau
DE1608164B1 (de) * 1967-11-23 1971-11-11 Hoesch Ag Verwendung eines Stahles zur Herstellung von hochfestem Verpackungsband
JPS491969B1 (de) * 1970-02-17 1974-01-17
JPS5427819B2 (de) * 1973-07-05 1979-09-12

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