DE3000910A1

DE3000910A1 - Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung

Info

Publication number: DE3000910A1
Application number: DE19803000910
Authority: DE
Inventors: Michio Endo; Takashi Furukawa; Nagayasu Takemoto; Kunio Watanabe
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1979-01-12
Filing date: 1980-01-11
Publication date: 1980-07-17
Also published as: US4614551A; FR2446323B1; DE3000910C2; GB2046786A; AU527097B2; GB2046786B; FR2446323A1; AU5440180A

Description

Die Erfindung betrifft hochfeste, warmgewalzte Stahlbleche mit Zweiphasenstruktur und niedrigem Streckverhältnis sowie mit ausgezeichneten künstlichen Alterungseigenschaften nach dem Bearbeiten.

Die hier sogenannte "Zweiphasenstruktur" beschreibt eine Struktur, die hauptsächlich aus einer Ferritphase, einer Martensitphase sowie aus einem geringen Anteil einer Restaustenitphase besteht. Der Ausdruck "niedriges Streckverhältnis" bedeutet, daß das Verhältnis von Strechdehnung/Zugfestigkeit nach dem Warmwalzen und Aufwickeln höchstens O„6 beträgt, und der Ausdruck "hochfest" bedeutet, daß die Zugfestigkeit mindestens etwa 40 kg/mm² beträgt. Der Ausdruck "künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten" beschreibt die Zunahme der Streckdehnung durch Erhitzen in einem Temperaturbereich von etwa 170 bis 2OO°C nach dem Recken des Stahlblechs. Eine gute künstliche Alterungseigenschaft bedeutet, daß diese Zunahme groß ist, und daß über die gesamte Länge des aufgewickelten Blechbandes eine geringe Variation dieser Eigenschaft vorliegt.

In der letzten Zeit sind in der Automobilindustrie große Anstrengungen zur Verringerung des Karosseriegewichts unternommen worden, um hauptsächlich den Brennstoffverbrauch zu vermindern. Da eine Gewichtsverringerung eine Verminderung der Dicke des Stahlblechs erfordert, müssen hochfeste Stahlbleche eingesetzt werden.

Bisher verfügbare hochfeste Stahlbleche weisen jedoch, ein außerordentlich hohes Streckverhältnis auf, so daß während des ümpreßvorganges ein Rückfedern eintritt. Ferner zeigen diese Stahlbleche während der Bearbeitung schlechte Aus-

_r 030029/0884

härteigenschaften, so daß sie leicht konzentrierten, lokalen Dehnungen ausgesetzt sind und daher während der Verformung leicht Risse ausbilden können. Aus diesen Gründen ergeben sich große Schwierigkeiten bei umfangreicheren Anwendungen der bekannten, hochfesten Stahlbleche, und zwar trotz eines allgemeinen Bedürfnisses für ein derartiges Produkt.

Aufgrund dieser Situation zeigt sich eine allgemeine Tendenz unter den Anwendern von Stahlblech zu der Forderung nach der Entwicklung von Stahlblechen mit einem Streckverhältnis von höchstens etwa 0,6 und mit einer Zugfestigkeit von mindestens 40 kg/mm², so daß das niedrige Streckverhältnis (insbesondere eine gute Verfestigung während der Bearbeitung) erreicht wird. Ferner ist es erwünscht, daß diese hochfesten Stahlbleche eine weitere Zunahme der Streckfestigkeit des fertig geformten Produkts durch eine künstliche Alterung zeigen, etwa wie beim Durchlaufen durch eine Beschichtungs- und Trocknungszone (170 bis 200°C), obwohl derartige Materialien aufgrund ihrer guten Härtungseigenschaften beim Bearbeiten nach dem Verformen eine relativ große Streckfestigkeit aufweisen.

Bei einem bisher vorgeschlagenen Verfahren zur wirtschaftlichen Herstellung eines hochfesten, warmgewalzten Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis wird ein kohlenstoffarmer Stahl auf eine Temperatur von höchstens 35O°e nach dem Fertigwarmwalzen in der Zweiphasenzone (Ferrit-Austenit) rasch abgekühlt (JA-OS 79 628/76); bei einem anderen Verfahren (JP-Patentanmeldung Nr. 39 163/78 entsprechend der ÜSSN 22500 vom 21.März 1979) wird ein Cr enthaltender Stahl in der Zweiphasenzone einem abschließenden WarmwalζVorgang unterworfen und-bei höchstens 500°C aufgewickelt.'Mit diesem Verfah- ' ren kann ein hochfestes, warmgewalztes Stahlblech mit niedrigem Streckverhältnis wirtschaftlich hergestellt werden, das während der Umformung ein geringes Rückfedern sowie eine gute Aushärtung während der Bearbeitung zeigt.

030029/0884 _j

Die so hergestellten Stahlbleche weisen jedoch nicht immer ausreichende künstliche Alterungseigenschaften nach dem Umformen auf, und diese Eigenschaft ist über die gesamte Länge des aufgewickelten Stahlblechbandes sehr unregelmäßig. Wenn z.B.

nach einer 3prozentigen Zugverformung eine künstliche Alterung bei 180°C während 30 Minuten vorgenommen wird, so beträgt die Erhöhung der Streckfestigkeit lediglich etwa 3 bis 4 kg/mm² und manchmal nur 1 bis 2 kg/mm² in lokalen Bereichen der Spule, und außerdem ergibt sich keine Aushärtung bei der Bearbeitung durch Zugverformung.

Demgegenüber liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein hochfestes, zweiphasiges Stahlblech mit niedrigem Streckverhältnis sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung zu schaf-

Ί5 fen, das verbesserte künstliche Alterungseigenschaften aufweist und insbesondere Variationen der künstlichen Alterungseigenschaft über die gesamte Länge des aufgewickelten Stahlblechbandes vermeidet. Ferner soll das erfindungsgemäße Stahlblech eine gute Formbarkeit aufweisen, so daß diese Stahlbleche insbesondere in solchen Fällen eingesetzt werden können, wo es auf die Verformbarkeit besonders ankommt=

Diese Aufgabe wird insbesondere durch die Merkmale der Patentansprüche gelöst«,

Die Erfindung wird nachstehend mit Bezug auf die anliegende

Zeichnung näher erläutert„ Es zeigen;

Figur Ί ein Diagramm zur Darstellung der Zugfestigkeit und des Streckverhältnisses verschiedener Stähle in Abhängigkeit von der Temperatur beim abschließenden

Warmwalzen,
Figur 2 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Dehnung bei verschiedenen Stählen,
Figur 3 ein Diagramm ähnlich Figur 1 bei verschiedenen Stählen

in Korrelation mit dem Siliciumgehalt„

Figuren 4a bis d Diagramme der Wickeltemperaturen während dem abschließenden Warmwalzen und Wickeln, des Streckverhältnisses und der künstlichen Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten bei verschiedenen Abschnitten eines aufgewickelten Bandes,

Figuren 5a und b Diagramme zur Darstellung der Verteilung der Wickeltemperatur und von Temperaturunterschieden bei verschiedenen Abschnitten eines aufgewickelten Bandes,

Figur 6 mehrere Diagramme zur Darstellung der Bedingungen bei mehreren Wickelsimulationen entsprechend verschiedenen Streckverhältnissen und künstlichen Alterungseigenschaften nach dem Bearbeiten und

Figur 7 ein Diagramm zur Darstellung der Stahlstrukturänderungen beim abschließenden Warmwalzen, Kühlen, Auf

wickeln und langsamem Abkühlen.

Erfindungsgemäß ist die Bearbeitungstemperatur beim Warmwalzen niedriger als bei bekannten Verfahren, um den Stahl in der ferritischen (α) und austenitischen (γ)-Zweiphasenzone zu halten und eine Mischstruktur mit feinem voreutektoiden Ferrit (α) und nicht-transformiertem Austenit (γ) zu erhalten. Diese Struktur wird rasch abgekühlt, um das nichttransformierte Austenit (γ) in Martensit (α¹) mit einer ge-

25 ringen Menge an Restaustenit -zu transformieren.

Wesentliche Elemente zur Erzeugung der obigen Zweiphasenstruktur sind C und Mn. Bei Kohlenstoffanteilen von weniger als 0,03 % und Mangananteilen von weniger als 0,8 % kann die gewünschte Zweiphasenstruktur nicht erhalten werden, und

die erzielbare Zugfestigkeit ist ebenfalls unzureichend. - ■ Andererseits wird mit Kohlenstoffgehalten oberhalb von 0,13 % ' und Mangananteilen oberhalb 1,7 % die Ar₃-Temperatur merklich abgesenkt. Folglich wird die Bearbeitungstemperatur beim Warmwalzen zur Erzielung einer Struktur mit einer ausreichenden Menge an voreutektoidem Ferrit (α) merklich ab-

030 029/088

BAD ORIGINAL

gesenkt, was zu einer stark unerholten Struktur der deformierten Ferritkristalle und damit zu einer Abnahme der Verformbarkeit führt. Erfindungsgemäß werden daher der Kohlenstoffgehalt auf 0,03 bis 0,13 % und der Mangangehalt auf

₅ 0,8 bis 1,7 % beschränkt.

Sowohl Silicium als auch Chrom sind besonders wirkungsvoll bei der Vergrößerung des optimalen Bearbeitungstemperaturbereichs beim Warmwalzen, der die gewünschte Zweiphasenstruktur erzeugt und das Streckverhältnis absenkt. Daher wird das Vorhandensein dieser Elemente bei dem Herstellungsverfahren bevorzugt, da sie, da sie die zum Warmwalzen erforderliche, scharfe Temperatursteuerung mäßigen können. Aus diesem Grund können diese Elemente bei dem erfindungsgemäßen Verfahren bevorzugt eingesetzt werden. Siliciumanteile von über 1 % können jedoch beim Entzundern nach dem Warmwalzen zu erhöhten Schwierigkeiten sowie zu einer Verschlechterung der Farbbeschichtung der fertigen Produkte führen. In den Fällen, in denen die Farbbeschichtungsfähigkeit von wesentlicher Bedeutung ist, sollte der Siliciumgehalt vorzugsweise auf höchstens 1 % beschränkt werden.

Die Zugabe einer sehr geringen Menge Chrom bewirkt die Erhöhung des optimalen Bearbeitungstemperaturbereichs beim Warmwalzen; wird jedoch Chrom zusammen mit Mangan in einer Menge entsprechend Mn (%)4-Cr (%) > 1,7 (%) zugegeben, so führt dies zum gegenteiligen Effekt, bei dem der optimale Bearbeitungstemperaturbereich schmaler wird. Die optimale Wirkung des Chromanteils erhält man, wenn die Gesamtmenge an Chrom und Mangan etwa 1,3 bis 1,5 % beträgt (Mn (%) +

Cr (%) = 1,3 bis 1,5 %). Im Hinblick auf den oben angegebe-■- nen Mangangehalt ist daher der Chromanteil vorzugsweise auf höchstens 0,5 % beschränkt. Die Auswirkungen der Mn-, Cr- und Se-Anteile auf die Zugfestigkeit und das Streckverhält-

35 nis bei verschiedenen Bearbeitungstemperatüren nach dem

Wickeln sind in Figur 1 dargestellt. Figur 1 zeigt die für die erfindungsgemäßen Stähle gemäß Tabelle I (Anfangsdicke =

L Ö30029/088Ä

30 mm, Erhitzen auf 1150 C, Warmwalzen mit vier Durchläufen auf 3 mm Dicke mit den angegebenen Bearbeit\ingstemperaturen, Abkühlen mit 5O°C/Sekunde und Aufwickeln bei 1OO°C) geeigneten Bearbeitungstemperaturbereiche.

Gemäß Figur 1 ist der Bearbeitungstemperaturbereich zur Erzielung des gewünschten niedrigen Streckverhältnisses auf bis 86O⁰C begrenzt. Das zur Deoxidation des Stahls besonders geeignete Element Aluminium sollte höchstens 0,1 % betragen, andernfalls würde durch erhöhte Aluminiumeinschlüsse die Verformbarkeit verschlechtert werden.

Tabelle I

	C% Si% Mn% P% S% Cr% Al%
0	0,065 OjOl 1,39 0_?007 0,005 0,30 0._;035
D	0j062 0.02 1,42 0_f006 0,006 0,11 0.028
A	0,060 0,02 1.41 0,005 0.006 - 0.025
•	0,063 OjOl 1,03 0,008 0_f005 0,31 0_;034
	0.068 0.01 0,84 0,010 0,005 0,32 0^030
X	0_f051 0,74 1,28 0_f012 0.004 - 0_;020

	nominale	Zusammensetzung	0,3Cr
O	0,07C	1_Γ4Μη	0.1Cr
α	0,06C	1. 4Mn
Δ	0_r06C	1.4Mn	0_;3Cr
, ·	0,06C	1 Mn	Ο, 3Cr
	0.07C	0.8Mn	1.3Mn
X	0,05C	0.7Si

030029/0884

Γ

30QQ⁰HQ Nach dem Warmwalzen wird das Stahlband rasch abgekühlt, um das neben dem voreutektoiden Ferrit (α) vorliegende nichttransformierte Austenit (γ) in Martensit (α'} umzuwandeln, wobei ein kleiner Anteil an Restaustenit verbleibt= Wenn die

5 Kühlgeschwindigkeit unter 3O°C/Sekunde liegt, so tendiert

das nicht transformierte Austenit (γ) zur Umwandlung in Perlit, so daß die Wahrscheinlichkeit der Umwandlung in Martensit (α¹) mit einem geringen Anteil an Restaustenit merklich verringert wird. Wenn andererseits die Kühlgeschwindigkeit über 500 C/Sekunde liegt, so wird die erhaltene Verformbarkeit abgesenkt, da für die Diffusion des gelösten Kohlenstoffs im voreutektoiden Ferrit in das nicht-transformierte Austenit sowie für die Rückgewinnung der bearbeiteten Struktur in dem voreutektoiden Ferrit (α) durch das abschließende Walzen (insbesondere, wenn die Bearbeitungstemperatur in dem gewünschten Bereich relativ niedrig ist) nicht ausreichend Zeit zur Verfügung steht.

Daher wird die Kühlgeschwindigkeit vorzugsweise auf 30 bis 500 C/Sekunde beschränkt. Der Grund für die Beschränkung der Wickeltemperatur auf höchstens 23O°C liegt darin, daß beim Wickeln des Stahlbandes bei einer Temperatur oberhalb 23O°C das Verhältnis des nicht transformierten Austenits (γ) das in Bainit umgewandelt wird, zunimmt, und dadurch wird die Tendenz zur Umwandlung in Martensit (α¹) mit einer geringen Menge an Restaustenit verringert. Dies führt zu einer Verhin= derung des gewünschten, niedrigen Streckverhältnisses *

Die vorstehende Beschreibung erläutert die allgemeinen und grundlegenden Aspekte des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines hochfesten, zweiphasigen Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis. Zur merklichen Verbesserung der künstlichen Alterungseigenschaft des Stahlblechs nach dem Bearbeiten müssen die nachstehenden Bedingungen erfüllt werden. So muß insbesondere die Variation der Wickeltemperatur in einem Bereich von höchstens 100⁰C liegen, und der obere Grenz-

030029/0884.

wert für die Wickeltemperatur darf 23O°C nicht übersteigen. Hinsichtlich der Erzielung der Martensittransformation ist in der Praxis kein niedrigerer Grenzwert für die Wickeltemperatur erforderlich.

Hinsichtlich der Lösung der Teilaufgabe zur Verbesserung der Verformbarkeit ist herausgefunden worden, daß hierbei der Siliciumgehalt eine wesentliche Rolle spielt.

B_ei einem Siliciumgehalt von über 1 % ist die erzielbare Verformbarkeit (Dehnung) erheblich besser im Vergleich zur Verbesserung der Zugfestigkeit als bei einem Siliciumgehalt von höchstens 1 % (vgl. Figur 2).

0 3 0029/088U

BAD ORIGJNAL

NJ O

Tabelle II

D X

c%

Si% Mn%

S%

Cr% Endbearbei- Wickeltungstemp. temp. ⁰C

0,060 0j02 1_;41 0.005 0.006 0.062 0_;02 1,42 0,006 0,006 0,11 0,.028

.30 0_r035

0,051 0_f74 1,28 0,012 0,004 0,065 0_r01 l_f39 0,007 0,005

0_;044

l_f10 0,011 0_?003 0.10 0_f

022

0,085 l_r10 1.15 0_;014 0,003 0,080 1₇79 1_;25 0^008 0,004 0_r023
0_;030

780
780
810
775

860
850
860

100 100 100 100

100 100 100

nominale Zusammensetzung: Δ .-.. 0.06C 1.4Mn

Π 0,06c l_f4Mn 0.ICr

X 0_;05C 0_f7Si 1,3Mn

Ο-«·· 0.07C l_T4Mn 0 _T 3Cr nominale Zusammensetzung:

.... 0.C4C 1,3Si 1.1Mn t I

.... 0^09C 1.1Si

o... 0_f08C l_?8Si l_?3Mn

Wie vorstehend ausgeführt, führt ein erhöhter Siliciumgehalt in gewissem Umfang häufig zu Schwierigkeiten bei der Entzunderung nach dem Warmwalzen sowie zu einer Verschlechterung der Farbbeschichtungsfähigkeit. In den Fällen, in denen jedoch die Verformbarkeit von erhöhter Bedeutung ist, und die Anforderungen an die Qualität der Stahloberfläche nicht so streng sind, beispielsweise bei Schmiedeteilen, wie Radscheiben, Aufhängungsteilen, Achsgehäusen und Rahmenteilen von Automobilen, können Stähle mit erhöhtem Siliciumgehalt in sehr vorteilhafter Weise eingesetzt werden. Bei einem Siliciumgehalt von über etwa 2 % werden jedoch die Nachteile im Zusammenhang mit der Oberflächenqualität größer, und der erfoiüerliche Bearbeitungstemperaturbereich muß merklich höher sein, so daß es praktisch sehr schwierig wird, das Stahlband bei der erfindungsgemäß angegebenen, niedrigen Temperatur durch rasches Kühlen nach dem abschließenden Walzen aufzuwickeln. Daher wird als oberer Grenzwert für den Siliciumgehalt 2 % bevorzugt.

Die Bearbeitungstemperatur beim Warmwalzen wird auf 780 bis 890 C beschränkt, um ein ausreichend niedriges Streckverhältnis bei einem Stahl mit 1 bis 2 % Si gemäß Figur 3 zu erhalten. Die Zusammensetzungen des Stahls gemäß Figur 3 sind in der Tabelle III aufgeführt.

030029/0884

N)

αϊ

Tabelle III

	C%	SU	Μη%.	Ρ%	005	S%	Cr%	Al%
Δ	0,060	0,02	1,41	O₇	006	0,006	-	0,025
D	0.062	0,02	1_;42		011	0_;006	0,11	0_;028
Φ	0,044	1,28	1,10	⁰J	014	0_;003	0,10	0.022
Θ	0,085	1.10	1,15	°;	008	0,003	-	0,023
	0_?080	1,79	1_?25		0„004		0^,030

nominale Zusammensetzung A 0_;06C 1₇4Μη

0_?06C

4Mn 0_?lCr

0_?04C l_?3Si l_?lMn

©0J.09C

0_?08C

l_?2Mn l_r3Mn

O O

to

Im Vergleich zu dem Temperaturbereich von 750 bis 86O^UC bei

höchstens
Stählen mit / 1 % Si ist der Bearbeitungstemperaturbereich bei Stählen mit 1 bis 2 % Si geringfügig in einen höheren Temperaturbereich verschoben. In diesem Zusammenhang sei festgestellt, daß die Zugabe von Chrom eine ausreichende Erniedrigung des erhaltenen Streckverhältnisses bewirkt, ohne den Bearbeitungstemperaturbereich unerwünscht zu vergrößern.

Der erfindungsgemäße Stahl besteht vorzugsweise aus etwa 8 bis 25 Volumprozent Martensit + Restaustenit, d.h., 92 bis 75 Volumprozent Ferrit. Vorzugsweise beträgt das niedrige Streckverhältnis des Stahls gemäß den Figuren 1 und 3 (Streckfestigkeit/Zugfestigkeit) maximal etwa 0,6. Es besteht keinerlei Beschränkung für den Minimalwert des niedrigen Streckverhältnisses.

Der erfindungsgemäße Stahl weist eine hohe Zugfestigkeit,

2
vorzugsweise etwa 50 bis 80 kg/mm auf (vgl. Figuren 1 bis 3).

Die Verformbarkeit hängt von der Festigkeit des Stahls ab

und wird durch die Zugfestigkeit ausgedrückt (kg/mm . Dehnung %) . Die Verformbarkeit des Stahls .beträgt vorzugsweise mindestens 1620. Im Hinblick auf die künstliche Alterungseigenschaft zeigt der erfindungsgemäße Stahl eine Zunahme der

2 Streckfestigkeit von vorzugsweise mindestens 6 kg/mm , und die Variation dieser Zunahme entlang der Spulenlänge beträgt vor-

2 zugsweise etwa 6 bis 9 kg/mm .

Die nachstehenden Beispiele erläutern die Erfindung. Die Beispiele 1 und 2 zeigen Ausführungsformen, bei denen der Stahl höchstens

/ 1 % Silicium enthält, während die Beispiele 3 und 4 Ausführungsformen zeigen, bei denen der Stahl 1 bis 2 I; Silicium enthält. .. . ...... .... . -. ....

030029/0884

! Beispiel 1

Die Figuren 4a bis 4d zeigen beispielhaft einige Diagramme zur Darstellung der Wickeltemperaturen von durch Warmwalzen erfindungsgemäßer Stähle erhaltenen Stahlbändern enthaltend 0,071 % C, 0,01 % Si, 1,15 % Mn, 0,012 % P, 0,04 % S, 0,22 % Cr und 0,32 % Al (nach einem Grobwalzen, Entwalzen mit 7 Durchläufen auf 2,5 mm Dicke sowie Nachbehandeln bei einer Temperatur zwischen 780 und 82O°C); danach erfolgte eine rasche Abkühlung mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 4O°C/Sekun-

IQ de und Aufwickeln. In diesen Diagrammen sind die Streckverhältnisse sowie die künstlichen Alterungseigenschaften (Zunahme der Streckfestigkeit) nach dem Bearbeiten (ausschließlich der Härtung durch Bearbeiten) an verschiedenen Abschnitten der aufgewickelten Bänder angegeben. Die künstliche Alterungseigenschaft wird durch Anwenden eines Zugs von 3 %, Erhitzen bei 18O°C während 30 Minuten, Messen der Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und Berechnen des Unterschiedes zwischen der Streckfestigkeit und der 3prozentigen Zugspannung ermittelt.

In Figur 4a umfaßt die Wickeltemperatur den Bereich oberhalb 23O°C, d.h. den oberen Grenzwert für die Wickeltemperatur gemäß der Erfindung, und das erzielte Streckverhältnis ist auf einem hohen und die erzielte künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten ist auf einem niedrigen Wert.

25 ·

Ist die Wickeltemperatur nicht höher als 23O°C, zeigt sich jedoch eine erhebliche Variation in dem erzielten Streckverhältnis und in der künstlichen Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten/ so daß die Ergebnisse nicht zufriedenstellend sind.

In diesem Fall ist die Variationsrichtung völlig entgegengesetzt zu der nach dem Stand der Technik zu erwartenden Richtung. .Das Streckverhältnis sowie die künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten bei den bei niedrigeren Wickeltemperaturen aufgewickelten Abschnitten sind wesentlich schlechter als bei Abschnitten, die bei höheren Wickeltemperaturen aufgewickelt worden sind. Demgegenüber würde der Fachmann erwarten, daß eine

830029/0884

niedrigere Wickeltemperatur zu einer zufriedenstellenderen Bildung von Martensit (α¹) und daher zu einer geeigneteren Zweiphasenstruktur und einem verringerten Streckverhältnis führen würde, und daß eine niedrigere Wickeltemperatur die künstliehe Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten verbessern würde, da die erforderliche und ausreichende Menge an gelöstem Kohlenstoff für die Aushärtung in dem Ferrit (α) leichter aufrechterhalten werden könnte. Die in den Figuren 4a und 4b gezeigten Ergebnisse sind jedoch im Widerspruch zu diesen Annahmen. Das technische Konzept zur Einstellung des Variationsbereichs der Wickeltemperatur beruht auf der Überlegung und der Untersuchung der in den Figuren 4a und 4b dargestellten Phänomene, die nachstehend näher erläutert werden.

In Figur 4c beträgt die Wickeltemperatur etwa 180 C, deren Variation so gesteuert wird, daß sie 100⁰C nicht übersteigt. In Figur 4d wird die Wickeltemperatur auf einem noch niedrigeren Wert gehalten. Sowohl das erhaltene Streckverhältnis als auch die künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten sind gemäß den Figuren 4c und 4d konsistent und zufriedenstellend.

Beispiel 2

Die nach der Kenntnis des Standes der Technik unerwarteten Er-" gebnisse gemäß den Figuren 4a und 4b werden im Zusammenhang mit den nachstehenden Versuchsergebnissen und Untersuchungen näher erläutert.

Wenn ein Stahlband mit der Verteilung der Wickeltemperaturen gemäß Figur 5a aufgewickelt wird, so werden die Abschnitte X und Y mit niedriger bzw. hoher Temperatur in eng benachbarten Schichten aufgewickelt, so daß der X-Abschnitt und der Y-Abschnitt des aufgewickelten Bandes die in Figur 5b dargestellte Erwärmungs-"Geschichte" hat. Daher wird der Abschnitt X mit niedriger Temperatur durch den Wärmeübergang vom Abschnitt Y mit hoher Temperatur erheblich wiedererhitzt. Die Äuswirkun-

L 0 30029/08 8 4 . .. . j

gen dieser "Erwärmungs-Geschichte" auf das Streckverhältnis und die künstliche Älterungseigenschaft nach dem Bearbeiten (gemäß der vorstehenden Bestimmung) werden im Labormaßstab unter Verwendung einer Stahlprobe untersucht, die 0,064 % C, 0,78 % Si, 1,25 % Mn, 0,011 % P, 0,005 % S und 0,031 % Al gemäß der Erfindung enthält» Der Stahl wird auf 1100⁰C erwärmt und mit drei Durchläufen auf 2,5 mm Dicke mit einer Endbearbeitungstemperatur bei 82O°C warmgewalzt, dann mit einer mittleren Geschwindigkeit von 50°C/Sekunde abgekühlt und in einen Ofen gegeben, der auf verschiedenen Wickeltemperaturen gehalten wird, und dort abgekühlt« In einigen Fällen wurden Proben vor dem abschließenden Kühlen im Ofen gemäß Figur 6 wieder erhitzt. Die Ergebnisse sind in Figur 6 dargestellt«

Bei der simulierten Wickelbedingung 4, bei der ein bei niedriger Temperatur (50⁰C) gewickelter Abschnitt durch eine Temperaturerhöhung von 170°C wieder erwärmt wird (auf 22O°C erwärmt wird), kann das gewünschte niedrige Streckverhältnis nicht erreicht werden, und die künstliche Älterungseigenschaft nach dem Bearbeiten ist ebenfalls schlechter. Im Gegensatz dazu werden bei den simulierten Wickelbedingungen 2, 3, 5 und ähnliche und zufriedenstellende Ergebnisse erzielt. Die simulierte Wickelbedingung 6 zeigt beispielsweise die begrenzte thermische "Geschichte" eines bei 30 C gewickelten Abschnitts, wenn die Wickeltemperatur im Bereich von 30⁰C bis 130°C über die Spulenlänge hinweg variiert (in der Praxis vermindert sich die Temperatur des Abschnitts mit der höchsten Temperatur allmählich nach dem Aufwickeln, so daß der Abschnitt mit der niedrigsten Temperatur nicht wieder erwärmt t^ird und die begrenzende thermische "Geschichte" durchläuft)»Dies bedeutet,, daß der Abschnitt, der bei 30°C aufgewickelt worden ist„ auf eine Temperatur wiedererwärmt würde, die wesentlich niedriger als 130°C liegt.

Die unter der Bedingung 6 erhaltenen zufriedenstellenden Ergebnisse zeigen, daß Variationen der Wickeltemperatur innerhalb

L . Q 30 0.2 t/.0 8.8 4 .. ...... ...

_ο kungen auf

■] eines Bereichs von 100 C keine nachteiligaiAuswar/ die Erzielung eines niedrigen Streckverhältnisses und einer zufriedenstellenden künstlichen Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten haben. Das gleiche gilt für die Wickelbedingung 3.

Bei der simulierten Wickelbedingung 4, wo die Wickeltemperatur von 50 bis 22O°C variiert, zeigt sich die begrenzende thermische Geschichte aufgrund der Wärmerückgewinnung für den Abschnitt mit der niedrigsten Temperatur.

fO Trotz ausreichend

niedriger mittlerer Wickeltemperatur, die niedriger als bei der Wickelbedingung 3 sein sollte, sind die erhaltenen Eigenschaften schlechter. Dies zeigt, daß bei einer Variation der Wickeltemperatur in einem Temperaturbereich von 17O°C eine erhebliche Verschlechterung der Eigenschaften selbst dann verursacht wird, wenn die gesamte Wickeltemperatur ausreichend niedrig ist.

Unter der Wickelbedingung 1 ist das erhaltene Streckverhältnis hoch und die künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten wird schlechter. Dies zeigt an, daß eine Wickeltem-

o
peratur von 270 C selbst dann übermäßig hoch ist, wenn das

Wickeln ohne jegliche Temperaturvarxationen erfolgt.

. . B e i. s ρ i e 1 3 . . ...

Ein Stahl, enthaltend 0,085 % C, 1,1 % Si, 1,15 % Mn, 0,014 % P, 0,003 % S und 0,023 % Al gemäß der Erfindung wird auf einer Warmwalzstraße abschließend warmgewalzt (nach dem Vorwalzen und Nachbehandeln mit 7 Durchläufen auf 2,5 mm Dicke bei einer Endbehandlungstemperatur von 800 bis 84O°C), rasch mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 4O°C/Sekunde abgekühlt, bei verschiedenen Temperaturen aufgewickelt und auf Raumtemperatur abgekühlt. Von verschiedenen Abschnitten der Wicklung werden Proben für Zugversuche entnommen, um das Streckverhältnis und die künstliche Alterungseigenschaft nach dem vorstehenden Versuchsverfahren zu ermitteln.

00297 0.8 8.4

Repräsentative Versuchsergebnisse sind in Tabelle IV dargestellt:

Tabelle IV

Wicklung

Varxationsbereich der Wickeltemperaturen

max.

min.

Streck- künstliche Wickeltemperatur der ver- Alterung Abschnitte, deren

hältnis nach dem Streckverhältnisse

Bearbeiten, und künstliche Altekg/mm² rung gemessen werden (aus dem Temperaturmeß diagramm) °c

290

170

0,75 0,79 0,73

3,9 2,8 3,8

280 170 290

220

40

0,63 0,75 O,61

5,1 2,9 5,1

220

5O

210

22O

130

0,54 O,55 O,54

8,3 8,2 8,5

210 130 220

150

50

0,52 0,52 O,53

8,8 8,9 9,1

140

50

130

25 Es zeigt sich, daß etwa die gleichen Ergebnisse wie bei Beispiel 1 erhalten werden.

Beispiel 4

Probenstücke, enthaltend O,055 % C, 1,69 % Si, 1,28 % Mn, 0,01O % P, 0,005 % S, O,12 % Cr und 0,025 % Al werden den gleichen Bedingungen und der gleichen Behandlung wie in Bei-

spiel 2 unterworfen, jedoch beträgt die Endbehandlungstemperatur 85O°C. Die Ergebnisse sind in Figur 6 dargestellt, und es zeigen sich die gleichen Tendenzen wie bei Beispiel 2.

Ö3OÖ29/-088

Γ

] Entsprechend den Ergebnissen der vorstehenden Beispiele werden die Wickelbedingungen erfindungsgemäß in der vorstehenden Weise beschränkt.

Nachstehend werden die beim Wickeln auftretenden metallurgischen Phänomene näher erläutert.

Wenn die-Wickeltemperatur (CT) außerordentlich hoch ist, so kann während der anschließenden langsamen Abkühlung die Martensit (α¹)-Transformation nicht beeinflußt werden, da sich die Austenit (γ)-Phase in Bainit umwandelt; daher ist es unmöglich, durch Bildung einer Zweiphasenstruktur (z.B. die Wickelbedingung 1 in Figur 6) das Streckverhältnis zu verringern.

Falls die Wickeltemperatur in einem Bereich liegt, in dem eine Transformation der Austenit (γ)-Phase in Martensit anstelle einer Transformation in Bainit erfolgt, so ergeben sich die folgenden Beobachtungen.

Bei einem Zweiphasen-Stahlblech, das aufgewickelt und langsam auf Rattmtemperatur (RT) abgekühlt worden ist, wird immer ein geringer Anteil an Restaustenit zusammen mit dem Ferrit (α) und dem Martensit (α¹) beobachtet. Daher wird angenommen, daß zu dem Zeitpunkt, wenn das Stahlband die Wickeltemperatur (CT) nach dem abschließenden Warmwalzen bei einer Endbehandlungstemperatur (FT) und Abkühlen erreicht hat, sich die Struktur des Stahlbandes aus einer γ-Phase, einer α-Phase und möglicherweise aus einem geringen Anteil einer α'-Phase zusammensetzt. Daher sind vermutlich Ms und Mf (die Anfangsbzw. Endtemperatur bei der Martensit-Transformation der beim Abkühlen auf die Wickeltemperatür vorliegenden α-Phase) inder nachstehenden Reihenfolge geordnet:

35 Ms > CT (z.B. 23O°C) > RT > Mf

D30029/0884

30L00910

■j Wenn nun die γ-Phase auf eine Temperatur T mit Ms > T > Mf

rasch abgekühlt wird, so wandelt sich die γ-Phase mit einem T anhängenden Anteil f (T) in die α"-Phase um. Der Anteil f (T) erhöht sich mit abnehmendem T in dem obigen Bereich (vgl.

5 W. Hume-Rothery "The Structure of Alloys of Iron; An

Elementary Introduction", 1966, Pergamon Press, England). Daher kann f (T) über fast den gesamten Bereich von 0 % bis 100 % mit der Temperatur T variieren.

-JO Das niedrige Streckverhältnis eines Zweiphasen-Stahls kann

der Tatsache zugeschrieben werden, daß die das Martensit (α") umgebende α-Phase aufgrund der Beanspruchung der martensitischen Transformation der γ-Phase einer elastischen Beanspruchung unterworfen ist und daß in der α-Phase nahe der Grenze

•J5 zwischen der α-Phase und der α'-Phase viele mobile Versetzungen erzeugt werden, und zwar ebenfalls aufgrund der Beanspruchung durch die martensitische Transformation (vgl. Morikawa et al. "Tetsu to Hagane" Bd. 64 (1978), Nr. 11, S. 740).

Wenn ein Abschnitt eines zweiphasigen Stahlbandes bei einer relativ niedrigen Wickeltemperatur (CT), bei der das Martensit (α¹) mit relativ großem f (T) gebildet wird, aufgewickelt und dann auf eine ausreichend hohe Temperatur durch den Wärmeübergang von einem aufgewickelten Abschnitt mit höherer Temperatur im aufgewickelten Zustand wieder erwärmt wird (z.B. unter der Wickelbedingung 4 in Figur 6) , so werden die vorstehend erwähnten mobilen Versetzungen in der α-Phase durch die gelösten Kohlenstoffatome fixiert. Außerdem wird die α"-Phase bis zu einem gewissen Grade getempert und neigt zu einer Zersetzung in die α-Phase, wobei Carbid ausfällt, so daß die vorstehend erwähnte elastische Beanspruchung abgebaut wird» Dies erhöht ' die-Streckfestigkeit und führt zu einer Verringerung des dem Zweiphasen-Stahl eigenen, niedrigen Streckverhältnisses. Gleichzeitig werden die gelösten Kohlenstoffatome, die zum Fixieren der Versetzungen während einer künstlichen Alterung nach dem Bearbeiten wirksam sein sollen, durch die Fixierung

^L .· - &3QO29/ß8.-8.4 -

der mobilen Versetzungen während der erneuten Aufnahme von Wärme im aufgewickelten Zustand verbraucht. Folglich ist die künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten schlecht.

Wenn die Wickeltemperatur (CT) nicht so gering ist, und daher das Martensit (α¹) mit relativ kleinem f (T) gebildet wird, so werden die Anteile sowohl an gelösten Kohlenstoffatomen als auch an Martensit (α¹) klein, die durch die Wiederaufnahme von Wärme im aufgewickelten Zustand aus den vorstehend erläuterten Gründen beseitigt werden. Daher werden die nachteiligen Auswirkungen der Wärmeaufnahme automatisch verringert, solange die Wiedererwärmungstemperatur nicht so hoch ist, daß bainitische und/oder perlitische Transformationen aus der γ-Phase auftreten (z.B. die Wickelbedingung 3 in Figur 6).

Falls das Stahlband ohne Wärmeaufnahme im gewickelten Zustand allmählich abgekühlt wird, nimmt der Anteil f (T) mit Erniedrigung der Temperatur T in der vorstehend beschriebenen Weise zu,und daher werden in dem Ferrit(α) mobile Versetzungen erzeugt. Die Temperaturen für einen Hauptteil von f (T) wären zu gering, um eine rasche Abscheidung des gelösten Kohlenstoffs auf die mobilen Versetzungen zu verursachen. Dies ermöglicht es, daß die mobilen Versetzungen unfixiert bleiben (z.B. die Wickelbedingung 2 in Figur 6) , so daß im wesentlichen keine nachteiligen Auswirkungen auftreten. Wenn die Wiekeltemperatur (CT) relativ niedrig ist, und das Martensit (α¹) mit großem f (T) ohne jegliche Wärmeaufnahme im aufgewickelten Zustand gebildet wird (z.B. die Wickelbedingung 5 in Figur 6), so treten keinerlei Probleme auf. In ähnlicher Weise ergeben sich keinerlei Probleme, wenn die Temperatur des Bandes durch den Wärmeübergang im aufgewickelten Zustand auf einen solch niedrigen Wert erhöht wird, der eine rasche Fixierung der mobi—" len Versetzungen durch den gelösten Kohlenstoff verhindert (z.B. die Wickelbedingung 6 in Figur 6).

030029/0884

Γ

Aus den obigen Beobachtungen und den Versuchsergebnissen kann geschlossen werden, daß es zum Verbessern der künstlichen Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten außerordentlich wichtig ist, die Variation der Wickeltemperatur während des Zeitraums zwischen dem Wickelbeginn und dem Wickelende gemäß den vorstehenden Beispiele zu steuern.

Für die praktische Anwendung der Erfindung sei noch folgendes angemerkt:

Da bei dem erfindungsgemäßen Verfahren die Endbearbeitungstemperatur niedriger liegt als beim üblichen Warmwalzen, besteht die Tendenz, daß die aus dem abschließenden Walzen hervorgehende Struktur in der voreutektischen α-Phase verbleiben kann. Diese bearbeitete Struktur kann jedoch vollständig zurückgewonnen werden, wenn das Band vor dem Abkühlen noch 1 bis 2 Sekunden im gegebenen Zustand verbleibt, so daß sich keinerlei nachteilige Einflüsse auf die Verformbarkeit ergeben. Dieses Erfordernis kann leicht durch ein

20 übliches Warmbandgerüst erfüllt werden.

Die Begrenzung der Wickeltemperatur ist ein wesentliches Merkmal der Erfindung. In der Praxis kann jedoch der Ablauf gegebenenfalls einfacher sein, wenn das Wickeln am äußersten Anfang und/oder am äußersten Ende bei einer geringfügig höheren Temperatur als in dem vorgegebenen Wickeltemperaturbereich erfolgt. Soweit die beiden Enden des gewickelten Bandes rascher als die anderen Abschnitte abgekühlt werden, tritt kein praktisches Problem auf, soweit nur etwa 5 % der Gesamtlänge des aufgewickelten Bandes an den beiden Enden

mit einer Temperatur aufgewickelt werden, die geringfügig hö-• her ist als die vorgegebene Wickeltemperatur.

Ferner können im Rahmen der Erfindung dem Stahl ein Seltenes Erdmetall oder mehrere Seltene Erdmetalle oder Ca zugegeben werden, um die Form der nichtmetallischen Einschlüsse zu be-

030 0 29/Ö88

Γ "I

einflussen und die Tiefzieheigenschaften (z.B. Ausbildung

von Flanschen) zu verbessern. Vorzugsweise erfolgt die Zugabe dieser Elemente in solchen Mengen, daß das Verhältnis
Seltene Erden/S < 5 und das Verhältnis Ca/S K~ 3 in Gewichtsprozent bezogen auf den Anteil der Schwefelverunreinigung erfüllt ist.

Ferner kann im Rahmen der Erfindung Nb, V, Ti und W jeweils in einer Menge von höchstens 0,2 % sowie höchstens 0,5 % Mo dem Stahl zugegeben werden, um ein Erreichen des Metalls an

Schweißstellen zu verhindern, wenn der Stahl etwa punktgeschweißt, abbrenn-stumpfgeschweißt oder lichtbogengeschweißt wird.

030029./0884

Claims

VOSSIUS -VOSSIUS-TAUCHNER · HEUNEMANN · RAUH Patentanwälte: SIEBERTSTRASSE 4-- 8OOO MÜNCHEN 86 · PHONE: (O89) 47 4O75 CABLE: BENZOLPATENT MÖNCHEN · TELEX 5-29453 VOPAT D. u.Z.: P 487 (He/kä) 11° Januar 1980 Case: 6242 NIPPON STEEL CORPORATION Tokio, Japan 10 " Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung " Priorität: 12. Januar 1979, Japan, Nr. 1 229/79 15 15. August 1979, Japan, Nr. 103 175/79 Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, zweiphasigen Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis und guten künstlichen Alterungseigenschaften nach dem überarbeiten, gekennzeichnet durch die folgenden Verfahrensschritte:

a) Warmwalzen von Stahl, enthaltend 0,03 bis 0,13 % C, 0,8 bis 1,7 % Mn, höchstens etwa 0,1 % Al sowie als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, bei einer Schlicht- oder Dressiertemperatur von 750 bis 86O°C,

b) rasches Abkühlen des warmgewalzten Stahls auf eine Temperatur von höchstens 23O°C mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 30°C/Sekunde bis höchstens 500°C/Sekunde und

c) Aufwickeln des so bei einer Temperatur von höchstens 23O°C gekühlten Bandes, wobei die Temperaturvariation zwischen dem Beginn und dem Ende des Aufwickelvorgangs in einem Bereich von höchstens etwa 1OO°C gesteuert wird.

030029/0884

Γ . 2 _

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl höchstens 1,0 % Si und/oder höchstens 0,5 % Cr enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl Ca, Seltene Erdmetalle oder Kombinationen dieser Elemente im Verhältnis Ca (%)/ S (%) C3 und/oder Seltene Erdmetalle (%)/ S (%)<5 enthält.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl höchstens 1,0% Si und/oder höchstens 0,5 % Cr sowie Ca und/oder Seltene Erdmetalle im Verhältnis Ca (%)/S (%) <3 bzw. Seltene Erdmetalle (%)/S (%) <5 enthält.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mindestens eines der Elemente Nb, V, Ti und/oder W jeweils in einer Menge von höchstens 0,2 % und/oder höchstens 0,5 % Mo enthält.

6. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, zweiphasigen Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis und guten künstlichen Alterungseigenschaften nach dem Bearbeiten, gekennzeichnet durch die folgenden Verfahrensschritte:

(a) Warmwalzen von Stahl enthaltend 0,03 bis 0,13 % C, 0,8 bis 1,7 % Mn, höchstens 0,1 % Al, 1 bis 2 % Si sowie als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, bei einer Schlicht- oder Dressiertemperatur von 780 bis 89O⁰C,

(b) rasches Abkühlen des warmgewalzten Stahls auf höchstens 23O°C mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 3O⁰C/

Sekunde bis höchstens 500°C/Sekunde und

(c) Aufwickeln des so auf eine Temperatur bis höchstens 23O°C abgekühlten Bandes, wobei die Temperaturvariation vom Beginn bis zum Ende des Aufwickeins innerhalb eines Be-

reichs von höchstens etwa 1OO°C gesteuert wird.

030029/0884

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl höchstens 0,5 % Cr enthält.

8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl Ca und/oder Seltene Erdmetalle im Verhältnis Ca (%)/S {%) X3 und/oder Seltene Erdmetalle (%)/S (%)

enthält.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch

gekennzeichnet, daß der Stahl mindestens eines der Elemente Nb, V, Ti und/oder W jeweils in einer Menge von höchstens 0,2 % und/oder höchstens 0,5 % Mo enthält.

10. Stahlblech, enthaltend 0,03 bis 0,13 % C, 0,8 bis 1,7 % Mn, höchstens etwa 0,1 % Al sowie als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen,

ferner enthaltend etwa 5 bis 40 Volumprozent Martensit und Restaustenit sowie etwa 95 bis 60 Volumprozent Ferrit, mit den folgenden Eigenschaften;

niedriges Streckverhältnis (YS/TS) höchstens etwa 0,7 Festigkeit (kg/mm²) etwa 45 bis 100

Verformbarkeit (TS in kg/mm^a χ mindestens 1500

Dehnung %)

25 künstliche Alterung (Zunahme der

Streckfestigkeit) mindestens 5 kg/mm²

Variation der Zunahme entlang der

Wicklung 5 bis 9 kg/mm²„

11. Stahlblech nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch 8 bis 25 Volumprozent Martensit + Restaustenit und 92 bis 75 Volumprozent Ferrit.

12. Stahlblech nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, daß das niedrige Streckverhältnis höchstens etwa

³⁵ 0,6 beträgt.

13. Stahlblech nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Festigkeit 50 bis 80 kg/mm² beträgt.

14. Stahlblech nach einem der Ansprüche 10 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformbarkeit mindestens 1620 beträgt .

15. Stahlblech nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß der Zuwachs der Streckdehnung höchstens 6 kg/mm² und die Variation dieser Zuwächse entlang der Spulenwindungen etwa 6 bis 9 kg/mm² betragen.

25 30 35