DE3045761A1 - Verfahren zur herstellung eines hochfesten kaltgewalzten stahlbands mit ausgezeichneter pressformbarkeit - Google Patents
Verfahren zur herstellung eines hochfesten kaltgewalzten stahlbands mit ausgezeichneter pressformbarkeitInfo
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Description
Nippon Kokan Kabushiki Kaisha AP-101 (WGN)
Tokio, Japan
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbands mit ausgezeichneter
Preßformbarkeit
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbands mit ausgezeichneter Preßformbarkeit
und mit einer Zugfestigkeit von 35 - 50 kg/mm .
In neuerer Zeit wird eine Gewichtsminderung bei Kraftfahrzeug-Karosserien
als Maßnahme zur Senkung des Kraftstoffverbrauchs angestrebt. Zu diesem Zweck muß in erster Linie
die Dicke des kaltgewalzten Stahlblechs, das zu etwa 4-0 % am Karosseriegewicht beteiligt ist, herabgesetzt werden,
indem seine Zugfestigkeit erhöht und ihm eine höhere Einbeulfestigkeit
(dent resistance) verliehen wird.
Bisher erfolgte die Herstellung eines solchen hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs entweder nach einem Verfahren,
bei dem ein mit einem Mischkristallelement versetztes kaltgewalztes Stahlband einem Einsatzglühen (batch annealing)
unterworfen und (dabei) durch die Wirkung dieses Mischkristallelements verfestigt wird, oder nach einem Verfahren,
bei dem ein mit Karbide und Nitride bildenden Elementen versetztes Stahlband einem Einsatzglühen unterworfen
und (dabei) durch die Ausfällungen oder Ausseigerungen dieser genannten Elemente verfestigt wird. Ein nach diesen
Verfahren hergestelltes Stahlblech ist jedoch wegen der niedrigen Produktionsleistung (Ausstoß) und der hohen Herstellungskosten
problematisch.
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Zur Ausschaltung der geschilderten Probleme schlägt die JA-AS 41 983/79 (11.12.1979) ein Verfahren zur Herstellung
eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Schnellalterungseigenschaften durch Durchlaufglühofenbehandlung
vor, das dadurch gekennzeichnet ist, daß ein Stahl mit 0,04 - 0,12 Gew.-^ Kohlenstoff und 0,10
- 1,60 Gew.->£ Mangan hergestellt wird, der Stahl sodann mit
einer VaIζenendtemperatur von mindestens 8000C und einer
Wickeltemperatur von bis zu 7000C warmgewalzt wird, dieses
Stahlband dann nach dem Beizen kaltgewalzt, anschließend kontinuierlich auf eine Temperatur von 700 - 9000C erwärmt
und hierauf abgeschreckt wird, worauf das Stahlband erneut auf 150 - 4000C erwärmt, während einer vorbestimmten Zeitspanne
auf dieser Temperatur gehalten und schließlich auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
ITach diesem Verfahren kann hochfestes Stahlblech bei hoher
Produktionsleistung mit niedrigen Herstellungskosten hergestellt werden. Das nach diesem Verfahren erhaltene Stahlblech
mit einer hohen Zugfestigkeit von 40 - 80 kg/mm ist jedoch mit dem Nachteil behaftet, daß es infolge der hohen
Zugfestigkeit eine schlechtere Preßformbarkeit bzw. Verpreßbarkeit
besitzt.
Aufgrund dieses Nachteils ist die Verwendung eines solchen hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs für Kraftfahrzeug-Karosserien
auf Bauteile, die eine besonders hohe Festigkeit erfordern, wie Stoßfänger und Schutzleisten, sowie auf
Innenteiie der Karosserie beschränkt, bei denen sich die beim Formvorgang entstehenden Spannungen nicht nachteilig
auswirken. Für die Außenblechteile von Kraftfahrzeugen, für welche das meiste kaltgewalzte Stahlblech verbraucht wird,
wird derzeit ein gewöhnliches unlegiertes, kaltgewalztes Tiefziehstahlblech verwendet, weil es ungeachtet des Vor-
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teils der höheren Zugfestigkeit derzeit nicht möglich ist,
ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech herzustellen, das sowohl ausgezeichnete Zugfestigkeit als auch ausgezeichnete
Einbeulfestigkeit besitzt.
Ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech für Kraftfahrzeug-Außenflächen
sollte vorzugsweise eine Zugfestigkeit von 35 - 50 kg/mm besitzen. Ein einsatzgeglühtes, aluminiumberuhigtes,
kaltgewalztes Stahlblech mit vorgeschriebenem Phosphorgehalt besitzt die angegebene Zugfestigkeit und
gleichzeitig eine unbeeinträchtigte Formbarkeit bzw. Verformbarkeit. Ein solches Stahlblech wird unter Ausnutzung
der Wirkung des Phosphorgehalts bezüglich der Erzielung einer höheren Zugfestigkeit ohne Beeinträchtigung der Ziehfähigkeit
hergestellt. Zur Gewinnung eines solchen Stahlblechs mit einer Zugfestigkeit von 4-0 kg/mm muß der Phosphorgehalt
z.B. mindestens 0,07 - 0,10 Gew.-% betragen; die Lösung des Phosphors in Mischkristallform im Ferrit
ergibt eine Streckgrenze von 28 - 30 kg/mm .
Beim vorstehend beschriebenen Stahlblech entsteht während des Lackeinbrennens nahezu keine Einbrennhärtung (bakehardening).
Die Einbeulfestigkeit dieses Stahlblechs beruht daher ausschließlich auf seiner Streckgrenze. Außerdem
führt beim Preßformen dieses Stahlblechs die durch Phosphorzusatz erhöhte Streckgrenze zu einer Zunahme des
Surückfederns und mithin zu einer Verschlechterung des Formhalteyermögens
(shape-freezability). Da dieses Stahlblech weiterhin unter Anwendung eines Einsatzglühens hergestellt
wird, ist es mit dem Nachteil niedriger Produktionsleistung und erhöhter Herstellungskosten behaftet.
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Aufgabe der Erfindung ist damit insbesondere die Schaffung eines Verfahrens zur mit hoher Produktionsleistung (Ausstoß)
und niedrigen Kosten erfolgenden Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbands mit zufriedenstellendem Gleichgewicht
zwischen Festigkeit und Dehnung (elongation) sowie mit ausgezeichneter Preßformbarkeit und Einbeulfestigkeit und mit einer
Zugfestigkeit von 35 - 50 kg/mm .
Diese Aufgabe wird bei einem Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbands mit ausgezeichneter Preßformbarkeit
erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß zunächst eine Bramme aus aluminiumberuhigtem Stahl hergestellt wird, der im
wesentlichen folgende Bestandteile enthält (in Gew.-%):
Kohlenstoff 0,02 - 0,06 %
Mangan 0,06 - 0,25 %
Phosphor 0,01 - 0,06 %
Lösungsaluminium 0,020 - 0,060 %
Stickstoff bis zu 0,005 % und
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
daß die Bramme zu einem warmgewalzten Stahlband warmgewalzt wird und das Stahlband bei einer Temperatur von 650 - 7700G
aufgewickelt wird, daß das warmgewalzte Stahlband anschließend zu einem kaltgewalzten Stahlband kaltgewalzt wird, daß letzteres
sodann während einer vorbestimmten Zeitspanne einer Durchlauf (ofen)glühbehandlung bei einer Temperatur von 750 - 8800C
unterworfen wird, daß das kaltgewalzte Stahlband nach dem Durchlaufglühen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens
exp [-5,6(C Gew.-%,^ + Mn Gew.->o/6 + Si Gew.-%/24)+7,8 } °C/s
von bzw. aus einem Temperaturbereich von Ar^ bis Ar^ + 600C
abgekühlt und sein Gefüge dabei in ein Doppelphasengefüge aus Ferrit und einer Wiedertemperaturumwandlungsphase
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umgewandelt wird und daß schließlich das Stahlband mit
diesem Doppelphasengefüge während einer vorbestimmten Zeitspanne einer Über alterungsbehandlung bei einer Temperatur
von 260 - 3600G unterworfen wird.
Im folgenden sind bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der beigefügten Zeichnung näher erläutert.
Es zeigen:
Fig. 1 eine graphische Darstellung des Lankford-Werts (r) eines Stahlblechs als Funktion seines Mangangehalts,
Fig. 2 eine graphische Darstellung des Lankford-Werts (r) eines Stahlblechs als Funktion der Wickeltemperatur
beim Warmwalzen,
Fig. 3 eine graphische Darstellung des Lankford-Werts (r)
und der Streckgrenze eines Stahlblechs als Funktion der Glühtemperatur eines kaltgewalzten Stahlbands,
Fig. 4- eine graphische Darstellung der Abkühlgeschwindigkeit
eines Stahlbands nach dem Durchlauf(ofen)glühen zur Umwandlung des Gefüges des erhaltenen Stahlblechs
in ein Doppelphasengefüge aus Ferrit und einer ETiedertemperatur-Umwandlungsphase
und
Fig. 5 eine graphische Darstellung der Größe der Einbrennhärtung
des Lacks, der Dehnung und der Eigenreibung (internal friction) eines Stahlblechs als Funktion der
Überalterungstemperatur des Stahlbands.
Mit dem Ziel der Lösung der eingangs geschilderten Probleme wurden erfindungsgemäß Untersuchungen bezüglich eines Verfahrens
zur mit niedrigen Kosten und hohem Ausstoß mittels
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Durchlauf(ofen)glühens erfolgenden Herstellung eines Stahlblechs
durchgeführt, das eine Formbarkeit und eine Zugfestigkeit
besitzt, welche denen beim vorher genannten einsatzgeglühten, P-haltigen, Al-beruhigten, kaltgewalzten Stahlblech
vergleichbar sind, das dabei aber eine geringere Rückfederung (spring-back) beim Formvorgang zeigt und eine ausgezeichnete
Einbeulfestigkeit besitzt. Bei diesen Untersuchungen wurde mit dem Ziel, dem mittels eines Durchlaufglühens hergestellten,
hochfesten kaltgewalzten Stahlblech ausgezeichnete Formbarkeit und Einbeulfestigkeit, die für Karosserie-Außenteile eines
Kraftfahrzeugs wesentlich sind, zu verleihen, den folgenden Punkten besondere Aufmerksamkeit gewidment:
1. Verbesserung der Formbarkeit:
(a) Verringerung der Streckgrenze eines Stahlblechs auf bis 2SU 30 kg/mm zur Herabsetzung der Rückfederung
nach dem Preßformen;
nach dem Preßformen;
(b) Erhöhung der Dehnung des Stahlblechs auf mindestens 55 0M
(c) Erhöhung des Lankford-Werts (r) des Stahlblechs auf
mindestens 1,4- zur Verbesserung seiner Tiefziehbarkeit;
(d) Gewährleistung verzögerter bzw. verbesserter Alterungseigenschaften des Stahlblechs.
2. Verbesserung der Einbeulfestigkeit:
(a) Erhöhung der Teilstreckgrenze (increment of yield
strength) bzw. der Streckgrenzenstufe des preßgeformten Gegenstands bei der Lackeinbrennbehandlung, d.h. der Größe der Einbrennhärtung auf mindestens
5 kg/mm .
strength) bzw. der Streckgrenzenstufe des preßgeformten Gegenstands bei der Lackeinbrennbehandlung, d.h. der Größe der Einbrennhärtung auf mindestens
5 kg/mm .
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Weiter untersucht wurden Maßnahmen, um die vorstehend angegebenen Eigenschaften einem mittels Durchlaufglühung hergestellten,
hochfesten kaltgewalzten Stahlband zu erteilen. Dabei wurde folgendes festgestellt:
1. Maßnahmen zur Verringerung der Streckgrenze und Erhöhung der Dehnung:
Streckgrenze und Dehnung werden hauptsächlich durch den Anteil der Mischkristallelemente im Ferrit bestimmt. Ein Stahlblech
mit niedriger Streckgrenze und hoher Dehnung wird somit dann erhalten, wenn mittels der nachstehend beschriebenen
Maßnahmen die Einlagerungs-Mischkristallelemente und die Zwischengitter-Mischkristallelemente im Ferrit reduziert werden:
(a) Verwendung einer Stahlsorte mit einem geringeren Anteil an Mischkristallelementen,
(b) Beschleunigung des Wachstums des Kristallkorns; und
(c) Anwendung einer Überalterungsbehandlung zur Ermöglichung einer ausreichend großen Ausfällung oder Ausseigerung
des Mischkristallkohlenstoffs im Ferrit.
2. Maßnahmen zur Erhöhung des Lankford-Werts:
Mit den im folgenden beschriebenen Maßnahmen ist es möglich, auch bei schnellem Erwärmen und Glühen, wie Durchlauf(ofen)-glühen,
ein Stahlblech mit hohem Lankford-Wert herzustellen:
(a) Herabsetzung des Gehalts an Einlagerungs-Mischkristallelementen,
insbesondere an Mangan, zur Bildung eines rekristallisierten Gefüges mit zweckmäßiger Kristallkorngröße
;
(b) Aufwickeln des Stahlbands bei hoher Temperatur nach dem
Warmwalzen, um Stickstoff und Kohlenstoff, in Form einer festen Lösung im Ferrit gelöst, in einer Phase vor dem
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Durchlaufglühen in Form von Aluminiumnitrid und grobem
Karbid ausseigern zu lassen; und
(c) Aufwickeln des Stahlbands bei hoher Temperatur nach dem Warmwalzen und Durchlaufglühen desselben bei hoher Temperatur,
um das Wachstum eines rekristallisierten Gefüges ausreichend zu beschleunigen.
5. Maßnahmen zur Erzielung verzögerter Alterungseigenschaften:
Reduzierung des Gehalts an Mischkristall-Kohlenstoff und -Stickstoff im Ferrit und Umsetzung des Gefüges des Stahlblechs
in ein Doppelphasengefüge aus Ferrit und einer Medertemperatur-ümwandlungsphase zur Verhinderung des Auftretens
von Fließ- oder Bruchdehnung mit der Alterung.
4·. Maßnahmen zur Erhöhung der Größe der Einbrennhärtung:
Die Verbesserung der Streckgrenze eines preßgeformten Gegenstands bei einer Lackeinbrennbehandlung desselben, d.h. die
Größe der Einbrennhärtung, wird unmittelbar durch die Menge an Mischkristall-Kohlenstoff und -Stickstoff bestimmt. Zur
Verstärkung dieser Verbesserung ist es daher nötig, den Mischkristall-Kohlenstoff und -Stickstoff in geeigneter
Menge im Ferrit zu belassen, wenn auch bis zu einem gewissen Grad auf Kosten der erwähnten Dehnung und verzögerten
Alterungseigenschaften.
Die Erfindung beruht nun auf den eben erläuterten Erkenntnissen.
Im folgenden sind die Gründe dafür angegeben, weshalb erfindungsgemäß
die Stahlsorte und die chemische Zusammensetzung auf die in den Ansprüchen angegebenen Werte beschränkt sind.
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A) Aluminiumberuhigter Stahl:
Die zu verwendende Stahlsorte ist auf aluminiumberuhigten Stahl beschränkt, um eine durch Stickstoff hervorgerufene
Alterung aufgrund der Festlegung oder Verfestigung von Stickstoff im Stahl in Form von Aluminiumnitrid zu hemmen
und Mischkristall-Stickstoff daran zu hindern, beim Durchlaufglühvorgang die gleichmäßige Bildung von Rekristallisationskernen
zu beeinträchtigen.
B) Kohlenstoff:
Kohlenstoff wird im Ferrit gelöst, wobei Kohlenstoff die Festigkeit erhöht und die Härtbarkeit des Stahls verbessert.
Es ist somit möglich, ein Stahlblech dadurch zu verfestigen, daß das Stahlband nach dem Durchlaufglühen abgeschreckt
und das Gefüge in ein Doppelphasengefüge umgesetzt wird. Bei einem Kohlenstoffgehalt von unter 0,02
Gew.-% läßt sich die angestrebte, vorteilhafte Wirkung jedoch nicht erzielen. Bei einem Kohlenstoffgehalt von
über 0,06 Gew*# erhöht sich andererseits die Streckgrenze
des Stahlblechs über die obere Zielgrenze von 30 kg/mm"
hinaus unter Verringerung des Dehnungswerts, wobei sich nur eine ungenügende Bildung des rekristallisierten Gefüges
mit zweckmäßiger, die Tiefziehbarkeit günstig beeinflussender
Korngröße zeigt. Der Kohlenstoffgehalt sollte daher im Bereich von 0,02 bis 0,06 Gew.-% liegen.
0) Mangan:
Mangan bewirkt, ähnlich wie Kohlenstoff, eine Verfestigung des Stahlblechs beim Abschrecken eines Stahlbands nach dem
Durchlaufglühen durch Umwandlung des Gefüges in ein Doppelphasengefüge. Die angestrebte Wirkung ist jedoch mit einem
Mangangehalt von unter 0,06 Gew.-% nicht zu erzielen. Bei
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einem Mangangehalt von über 0,25 Gew.-% erhöht sich andererseits
die Streckgrenze des Stahlblechs über die angestrebte obere Grenze von 30 kg/mm bei gleichzeitiger Abnahme
des Dehnungswerts, wobei ein für die Tiefziehbarkeit
günstiges rekristallisiertes Gefüge mit zweckmäßiger Korngröße nur in ungenügendem Maße entsteht. Mangan hat insbesondere
einen wesentlichen Einfluß auf den Lankford-Wert (r) des Stahlblechs. Fig. 1 veranschaulicht in graphischer
Darstellung den Lankford-Wert (r) für Stahlbleche mit verschiedenen Mangangehalten, die unter den folgenden Bedingungen
hergestellt worden sind:
Kohlenstoffgehalt : 0,0? Gew.-';ö
Mangangehalt : verschiedene Werte
im Bereich von 0,05 bis 0,30 Gew.-#
Wickeltemperatur des Stahlbands nach dem Warmwalzen:
75O0C
Durchlaufglühbedingungen : 90 Sekunden lang bei
einer Temperatur von 8500C
Überalterungsbedingungen : 3 Minuten lang bei
einer Temperatur von 35O0C
Wie aus Fig. 1 hervorgeht, fallt der Lankford-Wert (r) bei
einem Mangangehalt von über 0,25 Gew.-% beträchtlich unter
die untere angestrebte Grenze von 1,4- ab. Der Mangangehalt sollte daher im Bereich von 0,06 bis 0,25 Gew.-'/i liegen.
D) Phosphor:
Phosphor bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs ohne Beeinträchtigung der Formbarkeit, insbesondere Tiefziehbarkeit.
Mit einem Phosphorgehalt von unter 0,01 Gew.-% läßt
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— I j> —
sich diese Wirkung jedoch nicht erreichen. Bei einem
Phosphorgehalt von über 0,06 Gew.-^ steigt andererseits
die Streckgrenze des Stahlblechs über die obere Ziel~ grenze von 30 kg/mm hinaus an. Der Phosphorgehalt sollte
daher im Bereich von 0,01 bis 0,06 Gew.-^ liegen.
E) Lösungsaluminium:
Lösungsaluminium bewirkt eine Ausfällung oder Ausseigeruag
von Stickstoff im Stahl in Form von Aluminiumnitrid. Hierzu ist jedoch ein Mindestgehalt an Lösungsaluminium von
0,020 Gew.-% erforderlich. Bei einem Gehalt von über 0,060
Gew.-?o führen andererseits Aluminiumoxideinschlüsse zu
Oberflächenfehlern im Stahlblech. Der Gehalt an Lösungsaluminium sollte daher im Bereich von 0,020 bis 0,060 Geu.-'/o
liegen.
F) Stickstoff:
Stickstoff seigert aufgrund einer Umsetzung mit dem genannten Lösungsaluminium in Form von Aluminiumnitrid aus. Bei
einem Stickstoffgehalt von mehr als 0,005 Gew.-><; muß jedoch
eine große Aluminiummenge zugesetzt werden, bei welcher aufgrund von Aluminiumoxideinschlüssen Oberflächenfehler am Stahlblech auftreten. Der Stickstoffgehalt sollte
daher höchstens 0,005 Gew.-% betragen.
G) Silizium:
Silizium, das die Festigkeit eines Stahlblechs mit der vorstehend
beschriebenen chemischen Zusammensetzung weiter verbessert,
wird nach Bedarf zugesetzt. Bei einem Siliziumgehalt von über 0,20 Gew.-% verringert sich jedoch der Lankfcrd-Wert
(r) des Stahlblechs. Der Siliziumgehalt sollte daher
nicht mehr als' Gew.-% betragen.
% eag t /
' dc jJy
130026/0382 ζ
Im folgenden sind die Gründe für die vorstehend angegebene Begrenzung der Wiekeltemperatur des warmgewalzten Stahlbands
und die Wärmebehandlungsbedingungen für das kaltgewalzte Stahlband erläutert.
A) Wickeltemperatur:
Für die Bildung eines relcristallisierten Gefüges zur Erhöhung des Lankford-Werts (r) des Stahlblechs ist es
nötig, eine Ausfällung oder Ausseigerung von Stickstoff im Stahl in Form von Aluminiumnitrid hervorzurufen und
das Ausmaß des Wiederschmelzens von Karbiden bei der Erwärmung beim Durchlaufglühen zu reduzieren. Dies erfordert
ein Aufwickeln des Stahlbands bei hoher Temperatur nach dem Warmwalzen.
Fig. 2 zeigt in graphischer Darstellung den Lankford-Wert (f) als Funktion der im folgenden angegebenen Bedingungen,
insbesondere der Wickeltemperatur des Stahlbands:
Kohlenstoffgehalt: 0,03 Gew.-^
Hangangehalt: 0,07 Gew.-% (weiße Kreise
in der graphischen Darstellung)
0,10 Gew.-/ü (Dreiecke in Fig. 2)
0,16 Gew.-% (schwarze Punkte in Fig. 2)
Wickeltemperatur des Stahlbands
nach dem Warmwalzen: verschiedene Werte im
Bereich von 500-8000C
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Durchlaufglühbedingungen: 90 Sekunden bei 85O0C
Überalterungsbedingungen: 3 Minuten bei 35O0O.
Wie aus Fig. 2 hervorgeht, erreicht bei einer Wickeltemperatur
des Stahlbands von unter 65O0C der Lankford-Wert
(f) in manchen Fällen nicht den Sollwert von 1,4. Bei einer Wiekeltemperatur von über 77O0C tritt leicht
ein grobes Korn auf, und auf dem Stahlband entsteht viel Zunder bzw. Schlacke, wodurch die Beizeigenschaften des
Stahlbands beeinträchtigt werden. Die Wickeltemperatur nach dem Warmwalzen sollte daher im Bereich von 650 bis
7700C liegen.
B) Durchlaufglühbedingungen:
Wenn ein kaltgewalztes Stahlband in einem Durchlaufofen geglüht wird, ist es nötig, die Bildung eines rekristallisierten
Gefüges mit zweckmäßiger Korngröße zu begünstigen, die Streckgrenze zu verringern und damit optimale Bedingungen
für die Verbesserung der Dehnung und der Tiefziehbarkeit
sicherzustellen. Die graphische Darstellung von Fig. 3 gibt den Lankford-Wert (r) und die Streckgrenze
eines Stahlblechs an, das unter Änderung der im folgenden angegebenen Bedingungen, insbesondere der Glühtemperatur,
hergestellt worden ist:
' Kohlenstoffgehalt: 0,03 Gew.-%
Mangangehalt: 0,07 Gew.-% (weiße Kreise
in Fig. 3)
0,10 Gew.-% (Dreiecke in
Fig. 3)
0,16 Gew.-% (schwarze Punkte in Fig. 3)
Wickeltemperatur des
Stahlbands nach dem
Warmwalzen: 750 C
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3Q457S1
Durchlaufgiühbedingungen:
Temperatur: ' verschiedene Verte im Bereich
von 600 bis 100O0C Dauer: 90 Sekunden
Überalterungsbedingungen: 3 Minuten lang bei 35O0C.
In Fig. 3 stehen die ausgezogene Linie für den Lankford-Wert
(r) und die gestrichelte Linie für die Streckgrenze. Wie aus Fig. 3 hervorgeht, benötigt bei einer Glühtemperatur
von 75O°C ein ausreichendes Wachstum des Ferritkerns viel Zeit, während beim Durchlaufglühen während einer kurzen
Zeitspanne von 90 Sekunden ein hoher Lankford-Wert (f) von mindestens 1,4· nicht erzielt werden kann. Bei einer
Glühtemperatur von über 8800C nähert sich andererseits
die Temperatur dem Hormalisiertemperaturpegel an, so daß
kein rekristallisiertes Gefüge mit zweckmäßiger Korngröße erhalten werden kann, der Lankford-Wert (r) plötzlich abfällt
und sich die Herstellungskosten erhöhen. Außerdem zeigt bei einer Glühtemperatur von unter 75O0C oder
über 88O0C die Streckgrenze eine unerwünschte ansteigende
Tendenz. Die Glühtemperatur sollte daher im Bereich von 750 bis 8800C liegen.
Zur Gewährleistung eines einwandfreien oder zweckmäßigen
Ferritkernwachstums muß eine Glühdauer von mindestens J>0 Sekunden vorgesehen werden. Eine Glühdauer von über
' 5 Hinuten läßt andererseits keinen wesentlichen Einfluß
auf die Stahlgüte erkennen, vielmehr bedingt sie lediglich eine Ausrüstung bzw. Anlage größeren Ausmaßes. Die
Glühdauer sollte daher vorzugsweise im Bereich von 30 Sekunden bis 5 Minuten liegen.
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C) Kühlbedingungen:
Das Abkühlen des Stahlbands nach dem Durchlaufglühen erfordert Bedingungen, unter denen sich im Ferrit eine ausreichend
große Kohlenstoffmenge löst, um die Streckgrenze
des preßgeformten Gegenstands beim Lackeinbrennen zu verbessern und das Gefüge in ein Doppelphasengefüge aus Ferrit
und einer ETiedertemperaturumwandlungsphase umzuwandeln. Die
Umwandlung des Stahlgefüges in ein solches Doppelphasengefüge erfolgt mit dem Ziel, die Festigkeit des Stahlblechs
zu erhöhen und das Auftreten einer auf die Alterung zurückzuführenden Bruchdehnung zu hemmen und dadurch dem Stahlblech
verzögerte Alterungseigenschaften zu erteilen.
Fig. 4- zeigt in graphischer Darstellung die Beziehung zwischen
dem Kohlenstoffäquivalent und der Kühlgeschwindigkeit,
wobei auf der Abszisse das Kohlenstoffäquivalent
(C Gew.-^+ Mn Gew.-%/6 + Si Gew.-%/24) und auf der Ordinate
die Kühlgeschwindigkeit (°C/s) aufgetragen sind. Der Ausdruck C Gew.-%^ im Kohlenstoff äquivalent bedeutet die
liohlenstoffkonzentration im Austenit der zweiten Phase im
Temperaturbereich von Ar^ bis Ar^ + 600C, was die Abschreck-Anfangstemperatur
des Stahlbands bedeutet, bei welcher das genannte Doppelphasengefüge erzielt wird. Diese Kohlenstoffkonzentration
wird angenähert durch {"/.831 - Abschreck-Anfangstemperatur
(0C)J /135/% bestimmt.
Die Kurve gemäß Fig. 4- stellt die untere kritische KühlgeschKxndigkeit
dar, welche die untere Grenze für die Kühlgeschwindigkeit zur Umwandlung des Stahlgefüges in das
genannte Doppelphasengefüge bestimmt. Um dem Stahlblech Einbrennhärtbarkeit zu verleihen, reicht es aus, das Stahlband
nach dem Durchlaufglühen mit einer Geschwindigkeit von mindestens 20°C/s abzukühlen, während es zur Umwandlung des
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Stahlgefüges in das genannte Doppelphasengefüge erforderlich
ist, das Stahlband mit einer Geschwindigkeit abzukühlen, die zumindest der Kurve in Fig. 4 (innerhalb des
schraffierten Bereichs) entspricht. Die untere kritische Kühlgeschwindigkeit gemäß der Kurve von Fig. 4· läßt sich durch folgende Formel ausdrucken:
schraffierten Bereichs) entspricht. Die untere kritische Kühlgeschwindigkeit gemäß der Kurve von Fig. 4· läßt sich durch folgende Formel ausdrucken:
exp (-5,6(0 Gew.-%y + Mn Gew.-%/6 + Si Gew.-#/24) + 7,8j°C/s.
Im genannten Doppelphasengefüge aus Ferrit und Niedrigtemperaturumwandlung
spha se sollte das Volumenverhältnis der letzteren vorzugsweise bis zu 10 % des gesamten - Gefüge
s ausmachen. Ein derartiges Volumenverhältnis von
über 10 % ist wegen der Erhöhung der Streckgrenze und
der Abnahme der Dehnung nicht wünschenswert. Die obere Grenze der Abschreck-Anfangstemperatur wird auf Ar^ + 600G festgelegt, um das genannte Volumenverhältnis auf bis zu 10 /ö zu begrenzen. Das Stahlband sollte nach dem Durchlaufglühen daher mit einer Kühlgeschwindigkeit abgeschreckt werden, die zumindest folgender Formel entspricht:
über 10 % ist wegen der Erhöhung der Streckgrenze und
der Abnahme der Dehnung nicht wünschenswert. Die obere Grenze der Abschreck-Anfangstemperatur wird auf Ar^ + 600G festgelegt, um das genannte Volumenverhältnis auf bis zu 10 /ö zu begrenzen. Das Stahlband sollte nach dem Durchlaufglühen daher mit einer Kühlgeschwindigkeit abgeschreckt werden, die zumindest folgender Formel entspricht:
exp {-5,6(0 Gew.-?Y + Mn Gew.-#/6 + Si Gew.-#/24) + 7,8/°C/s
innerhalb des Temperaturbereichs von Ar^ bis Ar,* + 600C.
D) Uberalterungsbedingungen:
Bei Anwendung einer Uberalterungsbehandlung auf ein Stahlband
nach dem Durchlaufglühen müssen solche Bedingungen vorgesehen werden, daß die Abnahme der Dehnung und der Anstieg
der Streckgrenze verringert werden, die durch den beim Abkühlen nach dem Glühen bis zur Sättigung im Ferrit
gelösten Mischkristall-Kohlenstoff hervorgerufen werden, und im Ferrit den Mischkristall-Kohlenstoff zu belassen,
der zu einer Erhöhung der Streckgrenze des Formkörpers
130026/0382
beim Lackeinbrennen beiträgt. Pig. 5 zeigt in graphischer
Darstellung das Inkrement der Streckgrenze beim Lackeinbrennen, d.h. die Größe der Einbrennhärtung, die Dehnung"
und die Größe des MischkriStallkohlenstoffgehalts nach
dem Glühen, gemessen anhand der Eigenreibung (internal friction), d.h. die Größe der Eigenreibung für den Fall,
daß eine 3 Minuten lange Überalterungsbehandlung bei Änderung der Überalterungstemperatur im Bereich von 200 bis
4-000C an Stahlblechen durchgeführt wird, die unter solchen
Bedingungen hergestellt worden sind, daß der Kohlenstoffgehalt, der Mangangehalt, die Vickeltemperatur nach
dem Warmwalzen, die Durchlaufglühbedingungen und die Kühlbedingungen
nach dem Durchlaufglühen innerhalb der vorher angegebenen erfindungsgemäßen Bereiche liegen. Die Größe
der Einbrennhärtung ist als das Härtungsausmaß definiert, das unter üblichen Lackeinbrennbedingungen (Temperatur von
100 bis 20O0C und Dauer von 10 bis 20 Minuten) nach dem
Lackieren eines Formkörpers auftritt.
In Fig. 5 geben die ausgezogene Linie die Größe der Einbrennhärtung,
die gestrichelte Linie den Dehnungswert und die strichpunktierte Linie den Eigenreibungswert an. Wie
aus Fig. 5 hervorgeht, ist eine Überalterungstemperatur von unter 2600C nicht wünschenswert, weil die dabei resultierende,
ungenügende Ausseigerung von Mischkristallkohlenstoff zu einer niedrigen Größe der Längung von bis zu 35 '/»
füürt, und zwar ungeachtet des großen Ausmaßes der Einbrennhärtung,
während die Eigenreibung mit mehr als 5 x 10 sehr
hoch ist. Bei einer Überalterungstemperatur von über 3600C
seigert andererseits der Mischkristallkohlenstoff im Ferrit nahezu vollständig aus, wodurch zufriedenstellende Dehnung
gewährleistet wird, während die Größe der Einbrennhärtung mit unter 5 kg/mm sehr niedrig liegt. Die Überalterungstemperatur, bei der gleichzeitig eine Größe der Einbrennhärtung
von mindestens 5 kg/mm, eine Dehnung von minde-
130026/0382
stens 35 % und eine Eigenreibung von bis zu 5 x 10 erzielt
werden, sollte daher im Bereich von 260 bis 3600O liegen. Die Zeitdauer für die effektive Durchführung der
Überalterungsbehandlung innerhalb des angegebenen Temperaturbereichs sollte vorzugsweise im Bereich von 1 bis 10
Minuten liegen.
Im folgenden ist die Erfindung anhand eines Beispiels näher erläutert.
Nach einem üblichen Stahlherstellungsverfahren wurden sechs Stähle A bis F gemäß der Erfindung und zwei Bezugsstähle
G und H auf der Grundlage des herkömmlichen einsatzgeglühten, P-haltigen, Al-beruhigten Stahls mit
Jeweils den in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen hergestellt. Die erfindungsgemäßen Stähle
A bis D sowie die Bezugsstähle G und H wurden unmittelbar nach der Stahlherstellung zu Blöcken gegossen. Die
erfindungsgemäßen Stähle E und F wurden nach der Stahlherstellung
einer leichten Entgasungsbehandlung unterworfen, um den Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt herabzusetzen,
und sodann zu Blöcken gegossen. Obgleich diese Stähle auch im Strangguß verarbeitet werden können, wurden
sie zu Blöcken gegossen.
130026/0382
(Gew.i-%)
COt
O O
CQ
.Stahl-, sorte |
Symbol | C | Si | Mn" | P | S | Lösungs- At |
N |
Erfindungsgemäßer Stahl | A | 0,060 | Spuren | 0f15 | 0,030 | 0,010 | 0,044 | 0,0040 |
Bezugs- " stahl |
B | 0,048 | 0,020 | 0,15 | 0,030 | 0,022 | 0,038 | 0,0039 |
C | 0,040 | 0;014 | 0,16 | 0,010 | 0,015 | 0,046 | 0,0048 | |
D | 0,037 | Spuren | 0,18 | 0,018 | 0,020 | 0,030 | 0,0050 | |
E | 0,030 | Spuren | 0,10 | 0,050 | 0,012 | 0,040 | 0,0021 | |
F | 0,020 | Spuren | 0,14 | 0,020 | 0,008 | 0,029 | 0,0018 | |
G | 0,045 | 0,20 | 0,25 | 0,078 | 0r007 | 0,038 | 0,0040 | |
H | 0,055 | 0,27 | 0,28 | 0,086 | 0,005 | 0,040 | 0,0038 |
K) I
CD
Die so gegossenen Blöcke wurden in einem Brammen-Walzwerk
zu Brammen mit einer Dicke von 120 bis 200 mm ausgewalzt. Nach einer Erwärmung auf 125O0G wurden diese Brammen sodann
in einem Vorwalzwerk und einem Fertigwalzwerk zu Stahlbändern mit einer Dicke von 2,8 mm ausgewalzt und zu Coils
gewickelt. Die erfindungsgemäßen Stähle A bis F wurden mit einer Wickeltemperatur von 7000G, die Bezugsstähle G und II
bei einer Temperatur von 55O0C aufgewickelt. Nach einer
Beizbehandlung wurden diese Stahlbänder sodann in einem Kaltwalzwerk zu Stahlbändern mit einer Dicke von 0,7 nim ausgewalzt.
Diese kaltgewalzten Stahlbänder wurden hierauf wie folgt geglüht:
(A) Erfindungsgemäße Stähle A bis F:
Das kaltgewalzte Stahlband wurde in einem Durchlaufglühofen auf 8500C erwärmt und 90 Sekunden lang auf
dieser Temperatur belassen. Anschließend wurde das Stahlband mittels eines Gasstrahls auf 750 C abgekühlt
und unmittelbar nach der Abkühlung in einem Kühlbehälter in einen Wasserstrahl eingetaucht und
dabei mit einer Geschwindigkeit von etwa 2000°C/s abgeschreckt. Zur Überalterungsbehandlung wurde dac
so abgeschreckte Stahlband auf 3000C erwärmt und Z' Minuten lang auf dieser Temperatur gehalten.
(B) Bezugsstähle G und H:
' Das Stahlband wurde in einem Kastenglühofen mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit von -100°C/h auf 7000C erwärmt,
3 Stunden lang auf dieser Temperatur gehalten und sodann im Ofen abgekühlt.
130026/0382
Die dieser Wärmebehandlung unterworfenen Stähle wurden
sodann einem Dressierwalzen mit einer Längung von 1 ',·>
unterworfen. In Tabelle 2 finden sich die Werte bzw. Größen von Zugfestigkeitsversuchen sowie die Lankford-Werte
der Stähle nach dem Dressieren. Wie aus Tnbelle hervorgeht, besaßen die erfindungsgemäßen Stähle Sugfestigkeits-
und Eehnungswerte, die praktisch mit denen der Bezugsstähle übereinstimmen. Die erfindungsremäßen
Stähle besitzen gedoch eine wesentlich geringere Streckgrenze und eine bessere Preßverformbarkeit
als die Bezugsstähle. Darüber hinaus entsprechen die Lankford-V/erte der erfindungsgemäßen Stähle weitgehend
denen der Bezugsstähle bei ausgezeichneter Tiefziehbarkeit.
130026/0382 BAD ORIGINAL
Ca}
Ca) 00
Stahlsorte | Symbol | Zugfestigkeitsversuchswert | Fließ- :>zw.BrucI~ · dehnung (%) |
Zug festigkeit (kg/nun^) |
Dehnung (%) |
n- Wert | Lankford -Wert | 1L | 1,16 | rc | r |
Erfindungsgemäßer Stahl | A | Streck grenze (kg/mm^) |
0 | 47;8 | 36,9 | 0,194 | 1,38 | 1,32 | 1,81 | 1,43 | |
Bezugs stahl |
B | 3OjO | 0 | 42,5 | 38,2 | 0,201 | 1,50 | 1,36 | 1,80 | 1,49 | |
C | 26,7 | 0 | 38,4 | 41,0 | 0,211 | 1,59 | 1,39 | 1,77 | 1,52 | ||
D | 24,5 | 0 | 37,7 | 41,1 | 0,207 | l;70 | 1,41 | 1,86 | 1,59 | ||
E | 22j8 | 0 | 39,2 | 40,6 | 0,213 | 1,62 | 1,41 | 1,88 | 1,58 | ||
F | 24f 8 | 0 | 35,8 | 45,3 | 0,228 | 1,79 | 1,40 | 1,98 | 1,65 | ||
G | 21;9 | 0 | 39,7 | 41,3 | 0,191 | 1,80 | 1,36 | 2,08 | 1,67 | ||
H | 29,5 | 0 | 40;5 | 38;6 | 0,190 | 1,76 | 1,90 | lr60 | |||
30,6 |
[O
CD cn CD
Anschließend wurden die auf vorstehend beschriebene Weise hergestellten Ütähle bezüglich der mechanischen
Eigenschaften beim Freßformen bzw. Vorpressen und beim
Lackeinbrennen der formkörper untersucht. Die Untersuchung erfolgte unter Anlegung einer Zugspannung von
Γ: jo durch 20 Hinuten lange Erwärmung der ßtähle auf
170 C, um ihre mechanischen Eigenschaften zu ermitteln. Die mechanischen Eigenschaften der Stähle wurden
auch nach dem Dressieren mit einer Dehnung oder Längung von 1 r/o und anschließende Alterung bei einer
Temperatur von 580C während einer Dauer von 8 Tagen
untersucht.
Die entsprechenden ^ugfestigkeitsversuchswerte finden
sich in folgender Tabelle J.
130026/0382
Tabelle 3
co-ο
■ν»
O
CO 00
Stahlsorte | Symbol | Zugfestigkeitsversuchswert bei 2 % Zugspannung und mit Einbrennhärtung |
Zug festigkeit 2 (kg/mm ) |
Deh nung (%) |
Inkrement der Streck grenze (kg/mm^) |
Zugfestigkeitsversuchswert nach Alterung (38°C, 8 -Tage)-.. |
Fließ-bzw, Bruchdeh nung (%) |
Zug festigkeit (kg/mm2) |
Dehnung (%)' |
n-Wert |
Erfindungsgemäßer Stahl | A | Streck grenze 2 (kg/mm ) |
48;5 | 30,5 | 11,3 | Streck grenze (kg/mm^) |
0 | 47,9 | 36,0 | 0f172 |
Bezugs stahl |
B | 41,3 | 43;0 | 32,1 | 10,4 | 31,4 | 0 | 42,3 | 37,9 | 0,180 |
• c | 37,1 | 38,9 | 34,6 | 8,6 | 26,9 | 0 | 38,5 | 40,2 | 0,186 | |
D | 33,1 | 38f2 | 35,0 | 9,6 | 25,1 | 0 | 37,5 | 39,8 | 0;176 | |
E | 32,4 | 39,7 | 34,3 | 8,8 | 23,6 | 0 | 39,5 |
40.0
I |
0,191 | |
F | 33.6 | 36,2 | 40,1 | 8,7 | 25,5 | 0 | 36,0 | 44,8 | 0r198 | |
G | 30,6 | 40,3 | 35,6 | 3J3 | 22,3 | 0 | 39,9 | 40;8 | 0,182 | |
H | 32,8 | 41,2 | 33,5 | 3,5 | 29,8 | 0 | 40,6 | 38,3 | 0,184 | |
34;1 | 30,9 |
cn
CD
Wie aus Tabelle 3 hervorgeht, wird bei den erfindungsgemäßen
Stählen die Streckgrenze beim Lackeinbrennen von 5 bis 15 kg/mm verbessert; die Erhöhung der Streckgrenze
zeigt im Vergleich zu den Bezugsstählen einen sehr hohen Wert. Bei den erfindungsgemäßen Stählen erhöht
sich somit die Streckgrenze auf oder sogar über diejenige bei den Bezugsstählen, wobei außerdem die Zugfestigkeit
höher wird. Außerdem ergab sich bei den erfindungsgemäßen Stählen keine Fließ- bzw. Bruchdehnung auch
nach 8-tägiger Alterung bei 380C, und diese Stähle besaßen
zudem ausgezeichnete verzögerte Alterungseigenschaften.
!lach dem vorstellend beschriebenen Verfahren gemäß der
Erfindung kann somit mit hoher Produktionsleistung und niedrigen Kosten ein bruchfestes, kaltgewalztes otahlblech
mit einer Zugfestigkeit von 35 bis 50 kg/mm"" hergestellt
v;erden, wie sie beispielsweise für den Bau von Kraftfahrzeug-Karosserien gefordert wird. Das erfindungsgenäße
Stahlblech besitzt zufriedenstellende Dehnung und zufriedenstellenden Lankford-Wert sowie ausgezeichnete
Freßformbarkeit und Einbeulfestigkeit. Die Erfindung
bietet also einen großen industriellen Nutzwert.
130026/0302
. -32-
L e e r s e
it
Claims (3)
1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbands mit ausgezeichneter Preßformbarkeit, dadurch
gekennzeichnet, daß zunächst eine Bramme aus aluminiumberuhigtem Stahl hergestellt wird, der im wesentlichen
folgende Bestandteile enthält (in
Kohlenstoff 0,02 - 0,06 %
Mangan 0,06 - 0 25 %
Phosphor 0,01 - 0,06 '/o
Lösungsaluminium 0,020 - 0,060 %
Stickstoff bis zu 0,005 γό und
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
daß die Bramme zu einem warmgewalzten Stahlband warmgewalzt wird und das Stahlband bei einer Temperatur von
650 - 77O0C aufgewickelt wird, daß das warmgewalzte
Stahlband anschließend zu einem kaltgewalzten Stahlband kaltgewalzt wird, daß letzteres sodann während
130026/0382
einer vorbestimmten Zeitspanne einer Durchlauf(ofen)glühbehandlung
bei einer Temperatur von 750 - 8800C unterworfen wird, daß das kaltgewalzte Stahlband nach dem Durchlaufglühen
mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens
exp /-5,6(C Gew.-% r+ Mn Gew.-%/6 + Si Gew.-%/24)+7,8]°C/s
von bzw. aus einem Temperaturbereich von Ar^ bis Ar,, + 600C
abgekühlt und sein Gefüge dabei in ein Doppelphasengefüge
aus Ferrit und einer Medertemperaturumwandlungsphase umgewandelt wird und daß schließlich das Stahlband mit diesem
Doppelphasengefüge während einer vorbestimmten Zeitspanne einer Über alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 260
- 360 C unterworfen wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Durchlaufglühen während einer Zeitspanne von 30 s bis 5 min
erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
Oberalterungsbehandlung während einer Zeitspanne von 1-10 min
erfolgt.
4·. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das der
überalterungsbehandlung unterworfene Stahlband preßgeformt
wird und daß der dabei erhaltene Formkörper bzw. Formteil einer Lackeinbrennbehandlung unterworfen wird, bei welcher
sich seine Streckgrenze um einen Wert von 5-15 kg/mm erhöht.
130026/0382
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
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8110 | Request for examination paragraph 44 | ||
8128 | New person/name/address of the agent |
Representative=s name: HENKEL, G., DR.PHIL. FEILER, L., DR.RER.NAT. HAENZ |
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D2 | Grant after examination | ||
8364 | No opposition during term of opposition |