DE3000910C2

DE3000910C2 -

Info

Publication number: DE3000910C2
Application number: DE3000910A
Authority: DE
Inventors: Takashi Machida Tokio/Tokyo Jp Furukawa; Michio Fuchu Tokio/Tokyo Jp Endo; Nagayasu Toyoake Aichi Jp Takemoto; Kunio Sakai Osaka Jp Watanabe
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1979-01-12
Filing date: 1980-01-11
Publication date: 1988-03-10
Also published as: FR2446323A1; DE3000910A1; FR2446323B1; AU5440180A; US4614551A; GB2046786B; GB2046786A; AU527097B2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, zweiphasigen Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis und guten künstlichen Alterungseigenschaften nach dem Bearbeiten, sowie ein mit diesem Verfahren hergestelltes Stahlblech.

Unter einem zweiphasigen Stahlblech bzw. einem sogenannten "Zweiphasengefüge" wird ein Gefüge verstanden, das hauptsächlich aus einer Ferritphase, einer Martensitphase sowie aus einem geringen Anteil einer Restaustenitphase besteht. Der Ausdruck "niedriges Streckverhältnis" bedeutet, daß das Verhältnis von Streckdehnung zu Zugfestigkeit nach dem Warmwalzen und Aufwickeln höchstens 0,7 beträgt, und der Ausdruck "hochfest" bedeutet, daß die Zugfestigkeit mindestens etwa 400 N/mm² beträgt. Der Ausdruck "künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten" beschreibt die Zunahme der Streckdehnung durch Erwärmen in einem Temperaturbereich von etwa 170 bis 200°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 Kraftstoffverbrauch 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 Umformvorganges ein Rückfedern eintritt. Ferner zeigen diese Stahlbleche während der Bearbeitung schlechte Aushärteigenschaften, 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 dem Anwendern von Stahlblech zu der Forderung nach der Entwicklung von Stahlblechen mit einem Streckverhältnis von höchstens etwa 0,7 und mit einer Zugfestigkeit von mindestens 400 N/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 350°C nach dem Fertigwarmwalzen in der Zweiphasenzone (Ferrit-Austenit) rasch abgekühlt (JP-A 79 628/76); bei einem anderen Verfahren wird ein Cr enthaltender Stahl in der Zweiphasenzone einem abschließenden Warmwalzvorgang unterworfen und bei höchstens 500°C aufgewickelt. Mit diesem Verfahren 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.

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 min vorgenommen wird, so beträgt die Erhöhung der Streckfestigkeit lediglich etwa 30 bis 40 N/mm² und manchmal nur 10 bis 20 N/mm² in lokalen Bereichen der Spule, und außerdem ergibt sich keine Aushärtung bei der Bearbeitung durch Zugverformung.

Aus der US-PS 40 33 789 ist ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, zweiphasigen Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis bekannt, bei dem ein Stahl aus 0,04 bis 0,17% C, 0,8 bis 2,0% Mn, bis 1,0% Si, bis 0,12% V, bis 0,1% Nb, bis 0,1% Ti, 0,001 bis 0,025% N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, zur Austenitbildung auf eine Temperatur oberhalb des Ac₃-Punktes erwärmt wird. Anschließend wird der Stahl mit einer Kühlgeschwindigkeit von höchstens etwa 40 K/s auf eine Temperatur von etwa 450°C und danach mit einer Kühlgeschwindigkeit von mehr als etwa 5,5 K/s auf Raumtemperatur abgekühlt.

Aus der DE-OS ist ein Verfahren zum Herstellen eines zweiphasigen Stahlblechs bekannt, bei dem ein Stahl aus 0,05 bis 0,11% C, 0,6 bis 1,8% Mn, 0,7 bis 1,2% Si, 0,2 bis 0,4% Mo, 0,3 bis 0,9% Cr, bis 0,1% V, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, bei einer Temperatur zwischen etwa 870°C und 1180°C warmgewalzt, anschließend abgeschreckt und bei einer Wickeltemperatur zwischen etwa 540°C und 650°C aufgewickelt wird. Nach dem Aufwickeln wird das Stahlblech langsam an Luft gekühlt.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein hochfestes, zweiphasiges Stahlblech mit niedrigem Streckverhältnis sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung zu schaffen, das verbesserte künstliche Alterungseigenschaften aufweist und insbesondere Variationen der künstlichen Alterungseigenschaft über die gesamte Länge des aufgewickelten Stahlbleches vermeidet. Ferner soll das erfindungsgemäße Stahlblech eine gute Verformbarkeit aufweisen, so daß diese Stahlbleche insbesondere in solchen Fällen eingesetzt werden können, wo es auf die Verformbarkeit besonders ankommt.

Diese Aufgabe wird durch die Merkmale der Patentansprüche 1 und 3 gelöst.

Die Erfindung wird nachstehend mit Bezug auf die anliegende Zeichnung näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 ein Diagramm zur Darstellung der Zugfestigkeit und des Streckverhältnisses verschiedener Stähle in Abhängigkeit von der Temperatur beim abschließenden Warmwalzen,

Fig. 2 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Dehnung bei verschiedenen Stählen,

Fig. 3 ein Diagramm ähnlich Fig. 1 bei verschiedenen Stählen in Korrelation mit dem Siliciumgehalt,

Fig. 4a bis d Diagramme der Wickeltemperaturen während des abschließenden Warmwalzens und Wickelns, des Streckverhältnisses und der künstlichen Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten bei verschiedenen Abschnitten eines aufgewickelten Bandes,

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

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

Fig. 7 ein Diagramm zur Darstellung der Stahlgefügeänderungen beim abschließenden Warmwalzen, Kühlen, Aufwickeln und langsamen Abkühlen.

Erfindunggemäß ist die Nachwalztemperatur beim Warmwalzen niedriger als bei bekannten Verfahren, um den Stahl in der ferritischen (α) und austenitischen (γ)-Zweiphasenzone zu halten und ein Mischgefüge mit feinem voreutektoidem Ferrit (α) und nicht-transformiertem Austenit (γ) zu erhalten. Diese Struktur wird rasch abgkühlt, um das nichttransformierte Austenit (γ) in Martensit (α′) mit einer geringen Menge an Restaustenit zu transformieren.

Wesentliche Elemente zur Erzeugung des obigen Zweiphasengefüges sind C und Mn. Bei Kohlenstoffanteilen von weniger als 0,03% und Mangananteilen von weniger als 0,8% kann das gewünschte Zweiphasengefüge 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 Nachwalztemperatur beim Warmwalzen zur Erzielung einer Struktur mit einer ausreichenden Menge an voreutektoidem Ferrit (α) merklich abgesenkt, was zu einem stark unerholten Gefüge 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 0,8 bis 1,7% beschränkt.

Sowohl Silicium als auch Chrom sind besonders wirkungsvoll bei der Vergrößerung des optimalen Temperaturbereichs beim Warmwalzen, der das gewünschte Zweiphasengefüge erzeugt und das Streckverhältnis absenkt. Daher wird das Vorhandensein dieser Elemente bei dem Herstellungsverfahren bevorzugt, da sie die zum Warmwalzen erforderliche, scharfe Temperatursteuerung mäßigen können. Aus diesem Grund werden diese Elemente bei dem erfindungsgemäßen Verfahren bevorzugt eingesetzt. 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 Nachwalztemperaturbereichs beim Warmwalzen; wird jedoch Chrom zusammen mit Mangan in einer Menge entsprechend Mn (%) + Cr (%) 1,7 (%) zugegeben, so führt dies zum gegenteiligen Effekt, bei dem der optimale Temperaturbereich 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 angegebenen Mangangehalt ist daher der Chromanteil vorzugsweise auf höchstens 0,5% beschränkt. Die Auswirkungen der Mn-, Cr- und Se-Anteile auf die Zugfestigkeit und das Streckenverhältnis bei verschiedenen Endbearbeitungstemperaturen (Nachwalztemperaturen) nach dem Wickeln sind in Fig. 1 dargestellt. Fig. 1 zeigt die für die erfindungsgemäßen Stähle gemäß Tabelle I (Anfangsdicke = 30 mm, Erwärmen auf 1150°C, Warmwalzen mit vier Durchläufen auf 3 mm Dicke mit den angegebenen Endbearbeitungstemperaturen, Abkühlen mit 50 K/s und Aufwickeln bei 100°C) geeigneten Nachwalztemperaturbereiche.

Gemäß Fig. 1 ist der Endbearbeitungstemperaturbereich zur Erzielung des gewünschten niedrigen Streckverhältnisses auf 750 bis 860°C begrenzt. Der Anteil des zur Desoxidation des Stahls besonders geeigneten Elements Aluminium sollte höchstens 0,1% betragen, andernfalls würde durch erhöhte Aluminiumeinschlüsse die Verformbarkeit verschlechtert werden.

Tabelle I

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 Kühlgeschwindigkeit unter 30 K/s liegt, tendiert das nichttransformierte Austenit (γ) zur Umwandlung in Perlit, so daß die Wahrscheinlichkeit der Umwandlung in Martensit (α′) mit einem geringen Anteil an Restaustenit merklich verringert wird. Wenn andererseits die Kühlgeschwindigkeit über 500 K/s 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 Endbearbeitungstemperatur im dem gewünschten Bereich relativ niedrig ist) nicht ausreichend Zeit zur Verfügung steht.

Daher wird die Kühlgeschwindigkeit vorzugsweise auf 30 bis 500 K/s beschränkt. Der Grund für die Beschränkung der Wickeltemperatur auf höchstens 230°C liegt darin, daß beim Wickeln des Stahlbandes bei einer Temperatur oberhalb 230°C das Verhältnis des nichttransformierten Austenits (γ), der in Bainit umgewandelt wird, zunimmt, und dadurch wird die Tendenz zur Umwandlung in Martensit (α′) mit einer geringen Menge an Restaustenit verringert. Dies führt zu einer Verhinderung 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 100 K liegen, und der obere Grenzwert für die Wickeltemperatur darf 230°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.

Bei 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. Fig. 2).

Tabelle II

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

Tabelle III

Im Vergleich zu dem Temperaturbereich von 750 bis 860°C bei Stählen mit höchstens 1% Si ist der Endbearbeitungstemperaturbereich (Nachwalztemperaturbereich) 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 Endbearbeitungstemperaturbereich unerwünscht zu vergrößern.

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

Der erfindungsgemäße Stahl weist ein hohe Zugfestigkeit von 450 bis 1000 N/mm², vorzugsweise etwa 500 bis 800 N/mm² auf (vgl. Fig. 1 bis 3). Die Verformbarkeit hängt von der Festigkeit des Stahls ab und wird durch die Zugfestigkeit ausgedrückt (N/mm²*Dehnung in %). Die Verformbarkeit des Stahls beträgt vorzugsweise mindestens 16 200. Im Hinblick auf die künstliche Alterungseigenschaft zeigt der erfindungsgemäße Stahl eine Zunahme der Streckfestigkeit von vorzugsweise mindestens 60 N/mm², und die Variation dieser Zunahme entlang der Spulenlänge beträgt vorzugsweise etwa 60 bis 90 N/mm².

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% Silicium enthält.

Beispiel 1

Die Fig. 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, Endwalzen mit 7 Durchläufen auf 2,5 mm Dicke sowie Nachwalzen bei einer Temperatur zwischen 780 und 820°C und danach erfolgte eine rasche Abkühlung mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 40 K/s 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 künstlichen Alterungseigenschaft wird durch Anwenden eines Zugs von 3%, Erhitzen bei 180°C während 30 min, Messen der Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und Berechnen des Unterschiedes zwischen der Streckfestigkeit und der 3prozentigen Zugspannung ermittelt.

In Fig. 4a umfaßt die Wickeltemperatur den Bereich oberhalb 230°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.

In Fig. 46 ist die Wickeltemperatur nicht höher als 230°C, es 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 niedrigeren Wickeltemperaturen aufgewickelten Abschnitten sind wesentlich schlechter als bei Abschnitten, die bei höheren Wickeltemperaturen aufgewickelt worden sind. Demgegenüber würde der Fachmann erwarten, daß eine niedrigere Wickeltemperatur zu einer zufriedenstellenderen Bildung von Martensit (α′) und daher zu einem geeigneteren Zweiphasengefüge und einem verringerten Streckverhältnis führen würde, und daß eine niedrigere Wickeltemperatur die künstliche 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 Fig. 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 Fig. 4a und 4b dargestellten Phänomene, die nachstehend näher erläutert werden.

In Fig. 4c beträgt die Wickeltemperatur etwa 180°C, deren Variation so gesteuert wird, daß sie 100°C nicht übersteigt. In Fig. 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 Fig. 4c und 4d konsistent und zufriedenstellend.

Beispiel 2

Die nach der Kenntnis des Standes der Technik unerwarteten Ergebnisse gemäß den Fig. 4a und 4b werden im Zusammenhang mit den nachstehenden Versuchsergebnissen und Untersuchungen näher erläutert.

Wenn ein Stahlband mit der Verteilung der Wickeltemperaturen gemäß Fig. 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 Fig. 5b dargestellte Erwärmungs-"Geschichte" hat. Daher wird der Abschnitt X mit niedriger Temperatur durch den Wärmeübergang vom Abschnitt Y mit hoher Temperatur erheblich wiedererwärmt. Die Auswirkungen dieser Erwärmungs-"Geschichte" auf das Streckverhältnis und die künstliche Alterungseigenschaft 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% S und 0,031% Al gemäß der Erfindung enthält. Der Stahl wird auf 1100°C erwärmt und mit drei Durchläufen auf 2,5 mm Dicke mit einer Endtemperatur bei 820°C warmgewalzt, dann mit einer mittleren Geschwindigkeit von 50 K/s 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 Fig. 6 wieder erwärmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 6 dargestellt.

Bei der simulierten Wickelbedingung 4, bei der ein bei niedriger Temperatur (50°C) gewickelter Abschnitt durch eine Temperaturerhöhung von 170°C auf 220°C wiedererwärmt wird, kann das gewünschte niedrige Streckverhältnis nicht erreicht werden, und die künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten ist ebenfalls schlechter. Im Gegensatz dazu werden bei den simulierten Wickelbedingungen 2, 3, 5 und 6 ähnliche und zufriedenstellende Ergebnisse erzielt. Die simulierte Wickelbedingung 6 zeigt beispielsweise die begrenzende thermische "Geschichte" eines bei 30°C gewickelten Abschnitts, wenn die Wickeltemperatur im Bereich von 30°C 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 wiedererwärmt wird und die begrenzende thermische "Geschichte" durchläuft). Dies bedeutet, daß der Abschnitt, der bei 30° 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 eines Bereichs von 100°C keine nachteiligen Auswirkungen auf 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, bei der die Wickeltemperatur von 50 bis 220°C variiert, zeigt sich die begrenzende thermische Geschichte aufgrund der Wärmerückgewinnung für den Abschnitt mit der niedrigsten Temperatur. 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 170°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 Wickeltemperatur von 270°C selbst dann übermäßig hoch ist, wenn das Wickeln ohne jegliche Temperaturvariationen erfolgt.

Beispiel 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 nach dem Vorwalzen und Nachwalzen mit 7 Durchläufen auf 2,5 mm Dicke bei einer Endtemperatur von 800 bis 840°C abschließend warmgewalzt, rasch mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 40 K/s 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.

Repräsentative Versuchsergebnisse sind in Tabelle IV dargestellt:

Tabelle IV

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

Beispiel 1

Probenstücke, enthaltend 0,055% C, 1,69% Si, 1,28% Mn, 0,010% P, 0,005% S, 0,12% Cr und 0,025% Al werden den gleichen Bedingungen und der gleichen Behandlung wie in Beispiel 2 unterworfen, jedoch beträgt die Nachwalztemperatur 850°C. Die Ergebnisse sind in Fig. 6 dargestellt, und es zeigen sich die gleichen Tendenzen wie bei Beispiel 2.

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 (α′)-Transformation nicht beeinflußt werden, da sich die Austenit (γ)-Phase in Bainit umwandelt; daher ist es unmöglich, durch Bildung eines Zweiphasengefüges (z. B. die Wickelbedingung 1 in Fig. 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 Bebobachtungen.

Bei einem Zweiphasen-Stahlblech, das aufgewickelt und langsam auf Raumtemperatur (RT) abgekühlt worden ist, wird immer ein geringer Anteil an Restaustenit zusammen mit dem Ferrit (α) und dem Martensit (α′) beobachtet. Daher wird angenommen, daß zu dem Zeitpunkt, wenn das Stahlband die Wickeltemperatur (CT) nach dem abschließenden Warmwalzen bei einer Nachwalztemperatur (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 Anfangs- bzw. Endtemperatur bei der Martensit-Transformation der beim Abkühlen auf die Wickeltemperatur vorliegenden α-Phase) in der nachstehenden Reihenfolge geordnet:

Ms<CT (z. B. 230°C)<RT<Mf

Wenn nun die γ-Phase auf eine Temperatur T mit Ms<Mf rasch abgekühlt wird, so wandelt sich die γ-Phase mit einem von T anhängigen Anteil f(T) in die α′-Phase um. Der Anteil f(T) erhöht sich mit abnehmendem T in dem obigen Bereich (vgl. 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.

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 zwischen der α-Phase und der a′-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 (α′) mit relativ großem f(T) gebildet wird, aufgewickelt und dann durch den Wärmeübergang von einem aufgewickelten Abschnitt mit höherer Temperatur im aufgewickelten Zustand auf eine ausreichend hohe Temperatur wiedererwärmt wird (z. B. unter der Wickelbedingung 4 in Fig. 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 der mobilen Versetzungen während der erneuten Aufnahme von Wärme in aufgewickelten Zustand verbraucht. Folglich ist die künstliche Alterungseigenschaft nach dem Bearbeiten schlecht.

Wenn die Wickeltemperatur (CT) nicht so niedrig ist und daher das Martensit (α′) mit relativ kleinem f(T) gebildet wird, so werden die Anteile sowohl an gelösten Kohlenstoffatomen als auch an Martensit (α′) 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 Fig. 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 Fig. 6), so daß im wesentlichen keine nachteiligen Auswirkungen auftreten. Wenn die Wickeltemperatur (CT) relativ niedrig ist, und der Martensit (α′) mit großem f(T) ohne jegliche Wärmeaufnahme im aufgewickelten Zustand gebildet wird (z. B. die Wickelbedingung 5 in Fig. 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, daß eine rasche Fixierung der mobilen Versetzungen durch den gelösten Kunststoff verhindert wird (z. B die Wickelbedingung 6 in Fig. 6).

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 (Nachwalztemperatur) niedriger liegt als beim üblichen Warmwalzen, besteht die Tendenz, daß die aus dem abschließenden Walzen hervorgehende Struktur in der voreutektischen a-Phase verbleiben kann. Diese bearbeitete Struktur kann jedoch vollständig zurückgewonnen werden, wenn das Band vor dem Abkühlen noch 1 bis 2 s im gegebenen Zustand verbleibt, so daß sich keinerlei nachteilige Einflüsse auf die Verformbarkeit ergeben. Dieses Erfordernis kann leicht durch ein 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 höher ist als die vorgegebene Wickeltemperatur.

Ferner können im Rahmen der Erfindung dem Stahl ein Selten- erdmetall oder mehrere Seltenerdmetalle oder Ca zugegeben werden, um die Form der nichtmetallischen Einschlüsse zu beeinflussen 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<3 (in Gew.-%) 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 Erweichen des Metalls an Schweißstellen zu verhindern, wenn der Stahl etwa punktgeschweißt, abbrenn-stumpfgeschweißt oder lichtbogengeschweißt wird.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten zweiphasigen Stahlblechs mit niedrigem Streckverhältnis und guten künstlichen Alterungseigenschaften nach dem Bearbeiten, mit den Maßnahmen:

a) Warmwalzen eines Stahles bei einer Nachwalztemperatur von 750 bis 860°C, der aus 0,03 bis 0,13% C
0,8 bis 1,7% Mn
bis zu 0,1% Al
bis zu 1,0% Si
bis zu 0,5% Cr
bis zu 0,2% Nb, V, Ti und/oder W
bis zu 0,5% Mogegebenenfalls Ca im Verhältnis Ca (%)/S (%)<3
gegebenenfalls Seltene Erdmetalle (SE) im Verhältnis SE (%)/S (%)<5
und den Rest Eisen mit unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht,
b) rasches Abkühlen des warmgewalzten Stahls mit einer Kühlgeschwindigkeit von 30 bis 500 K/s auf eine Temperatur unter 230°C, und
c) unmittelbar daran anschließendes Aufwickeln des Bandes bei höchstens 230°C, wobei die Temperatur während des Aufwickelns in einem Bereich von höchstens 100 K variiert wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1 mit einer Abänderung der Maßnahme a), die dadurch gekennzeichnet ist, daß der Stahl 1 bis 2% Si enthält und die Nachwalztemperatur dann zwischen 780 und 890°C liegt.

3. Stahlblech mit
einem Streckgrenzenverhältnis von höchstens 0,7
einer Zugfestigkeit von 450 bis 1000 N/mm²
einer Verformbarkeit (Zugfestigkeit in N/mm² × Dehnung in %) von mindestens 15 000
und einer Zunahme der Streckgrenze bei der künstlichen Alterung von mindestens 50 N/mm²
hergestellt nach dem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2.

4. Stahlblech nach Anspruch 3, wobei das Streckgrenzenverhältnis höchstens 0,6 beträgt.

5. Stahlblech nach Anspruch 3, wobei die Zugfestigkeit im Bereich von 500 bis 800 N/mm² liegt.

6. Stahlblech nach Anspruch 3, wobei die Verformbarkeit mindestens 16 200 beträgt.