DE3046941C2

DE3046941C2 - Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit Zweiphasen-Struktur

Info

Publication number: DE3046941C2
Application number: DE3046941A
Authority: DE
Inventors: Takashi Machida Tokyo Furukawa; Kazuo Kimitsu Chiba Koyama
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1979-12-15
Filing date: 1980-12-12
Publication date: 1984-04-26
Also published as: GB2070058A; IT1129435B; BE886583A; US4394186A; SE8008717L; NL184480B; CA1139644A; FR2472022B1; SE437852B; NL8006798A; BR8008153A; JPS5850300B2; DE3046941A1; GB2070058B; NL184480C; JPS5687626A; FR2472022A1; IT8068908A0

Description

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Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahblechs mit Zweiphasen-Struktur, der ein gutes Formänderungsvermögen, eine hohe künstliche Alterungshärtbarkeit nach dem Verformen, eine hohe Festigkeit, ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine hohe Duktilität aufweist.

Die Bezeichnung »Zweiphasen« bedeutet im vorliegenden Zusammenhang, daß die Hauptphasen des Stahls eine Fcrril-Phasc und wenigstens eine rasch abgekühlte aus der Gruppe Martcnsil, Bainit und Rest-Austenit sind. Die Bezeichnung »künstliche Alterungshärtbarkeil« bedeutet im vorliegenden Zusammenhang eine Zunahme ^Μ der Streckgrenze eines vorher verformten Stahlblechs aufgrund einer späteren Erwärmung auf eine Temperatur von 170 bis 200" C. Die Bezeichnung »niedriges Streckgrenzverhältnis« bedeutet ein Verhältnis von höchstens 0,6, d. h. des Verhältnisses der Streckgrenze zu der Zugfestigkeit.

In jüngster Zeit konzentrieren sich in der Automobilindustrie die Anstrengungen darauf, das Gewicht der Fahrzeuge herabzusetzen, vor allem um den Kraftstoffverbrauch zu verringern. Ein Stahblech großer Festigkeit ist aber unverzichtbar, um eine ausreichend große Festigkeit der Karosserie sicherzustellen, auch wenn ein dünnes Stahblech verwendet wird, um das Gewicht der Fahrzeuge zu reduzieren. Die herkömmlichen Stahlbleche hoher Festigkeit weisen im allgemeinen ein zu hohes Streckgrenzverhältnis auf, um ein Zurückfedern während der Preßverformung zu vermeiden, ferner einen zu geringen Verfestigungsexponenten, d. h. η-Wert, so daß lokale Spannungen konzentriert werden, d. h. in dem Stahlblech wird eine Querschnittsverringerung hervorgerufen, die erkennbar zur Bildung von Rissen führt. Deshalb ist es schwierig, in größerem Umfang Stahlbleche hoher Festigkeit für Fahrzeuge zu verwenden, trotz der erkannten Notwendigkeit, dies zu tun. Ein kaltgewalztes Stahlblech hoher Festigkeit mit einer Zweiphasen-Struktur, wie es aus der US-PS 39 51 696 bekannt ist, ist so weiterentwickelt worden, daß das Streckgrenzverhältnis, d. h. das Verhältnis der Streckgrenze zu der Biegungsfestigkeit etwa 0,6 oder weniger beträgt, es frei von einer Fließgrenzenerh^hung ist und eine hervorragende Druckverformbarkeit besitzt.

Das Spannungs-, Dehnungs-Verhalten des Stahls nach der US-PS 39 51 696 und das eines herkömmlichen Stahls hoher Festigkeit geht aus Fig. 1 hervor, worin die Symbole A und B den letzteren bzw. ersteren Stahl bezeichnen. Die folgenden Unterschiede zwischen den Stählen A und B hinsichtlich der Druckverformungseigenschaften sind diesem Verhältnis zuzuschreiben. Da das Streckgrenzverhältnis des Stahls A geringer ist als das des Stahls S, ist erstens die Tendenz des Stahls A zurückzufedern geringer als die des Stahls B. Da der Festigungsexponent η und die Bruchdehnung des Stahls A größer sind als die des Stahls B, ist zweitens die Gefahr einer Rißbildung in dem ersleren Stahl geringer als in dem letzteren. Drittens ist die Streckgrenze schon bei einer geringen Spannung im Stahl A erhöht, was dem Stahlblech eine außerordentlich vorteilhafte Eigenschaft in bezug auf die Druckverformbarkeit verleiht, verglichen mit dem Stahl B. Viertens ist das Streckg.rcnzverhältnis des Stahls A kleiner als 0,6, was neuerdings bei der Verwendung von Stahblech für Kraftfahrzeugteile bevorzugt wird. Es ist deshalb zu erwarten, daß ein Stahlblech, wie es in der US-PS 39 51 696 beschrieben ist, in der AuIomobilindustrie in großem Umfang eingesetzt werden wird.

Es sind auch Verfahren zur Herstellung von Zwciphasen-Stahl in folgenden US-PS vorgeschlagen worden. In der US-PS 39 51 696 wird ein Si-Mn-Stahl, der etwa 1% Silicium und etwa 1,5% Mangan enthält, kontinuierlich bis zum Alpha-Gamma-Temperaturbereich angelassen. Nach der US-PS 40 62 700 wird ein Stahl, der zwischen 0,1 und 0,15% Kohlenstoff und etwa 1,5% Mangan enthält, so warmgewalzt, daß die Endbearbeitungstempcratur in dem Alpha-Gamma-Tcmperaturbereich liegt, worauf in dem Alpha-Gamma-Tcmperaturbcrcich kontinuierlich angelassen wird. Durch die Verfahren nach den US-PS 39 51 696 und 40 62 700 wird die Härtbarkeit der Austcnit-O'i-Phase. die im Alpha-Gamma-Tcmperaturbereich gebildet wird, erhöht, und anschließend wird rasch abgekühlt, so daß die Zweiphasen-Siruktur erhalten wird. Die Abkühlgeschwindigkeit von der Anlaßtemperatur

auf 500° C herab beträgt 0,5 bis 30° C/sec nach der US-PS 39 51 696, und nach der US PS 40 62 700 ist die Abkühlgeschwindigkeit von der Aniaßtemperatur nicht größer als 10 000°C/min, d.h. etwa 167° C/sec. Es ist davon auszugehen, daß der Abkühlveriauf bei diesen Patentschriften auf einem gleichförmigen Abkühlen nach dem Anlassen beruht, da aus diesen Patentschriften eine Absicht, die Abkühlgeschwindigkeit während des Abkühlvorgangs künstlich zu ändern, nicht erkennbar ist. Weiterhin sind die Verfahren nach diesen Patent-Schriften darauf gerichtet, Zweiphasen-Stahlbleche hoher Festigkeit zu erzeugen, die eine Zugfestigkeit von mehr als etwa 600 N/mm² aufweisen. Es ist jedoch schwierig, nach diesen beiden Verfahren Zweiphasen-Stahbleche mit einer Zugfestigkeit zwischen etwa 400 und 500 N/mm² herzustellen. In der Automobilindustrie werden Zweiphasen-Stahbleche mit einer Zugfestigkeit zwischen 40Ü und 500 N/mm² häufig vorgezogen.

Gleichzeitig wird eine hohe künstliche Aiterungshärtbarkeit nach dem Verformen bevorzugt, da die Streckgrenze der Formteile beträchtlich erhöht werden kann, indem auf eine Temperatur von etwa 170 bis 200⁰C über einen Zeitraum von wenigen Minuten bis zu einigen Stunden erwärmt wird. Eine Farbtrocknungseinrichtung kann dazu benutzt werden, um durch Erwärmung die Streckgrenze zu erhöhen.

Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit Zweiphasen-Struktur, bei dem die Abkühlgeschwindigkeit während des Abkühlvorgangs nach einem gleichmäßigen, kontinuierlichen Anlassen auf den Alpha-Gamma-Temperaturbereich geändert wird, wodurch die Materialeigenschaften gegenüber dem Stand der Technik verbessert werden. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren, das einen besonderen Abkühlverlauf aufweist, wird ein Zweiphasen-Stahl hergestellt, der eine Zugfestigkeit von 392 bis 491 N/mm² und ein Streckgrenzverhältnis von weniger als 0,6 aufweist, der ferner die Materialeigenschaften eines Zweiphasen-Stahls verbessert, der eine Zugfestigkeit von 600 N/mm² oder mehr besitzt. *>< >

Nachstehend ist die Erfindung anhand der Fig. 2 bis 6 näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 das Diagramm der Zugfestigkeit gegenüber der Dehnung eines herkömmlichen Stahlblechs hoher Festigkeit und eines Zwciphasen-Stahlblechs; ⁴'

Fig. 2 einen kontinuierlichen Anlaß-Zyklus nach der Erfindung;

Fig. 3 einen kontinuierlichen Anlaß-Zyklus nach der GB-PS 14 19 704;

Fig. 4 ein Diagramm, in dem das erlindungsgemäße '" Verfahren dem Verfahren nach der GB-PS 14 19 704 gegenübergestellt ist im Hinblick auf die Abkühlgeschwindigkeit und die Ausgangstemperatur des raschen Abkühlens;

Fig. 5 ein Diagramm, das die Abkühlbedingungen des '' Stahls A (kaltgewalztes Stahlblech) nach dem kontinuierlichen Anlassen wiedergibt; und

Fig. 6 ein Diagramm, das die Abkühlbedingungen des Stahls B (warmgewalztes Stahlblech) wiedergibt.

Nachstehend wird das Grundkonzept der Erfindung im ^b0 Vergleich zum Stand der Technik erläutert.

Die Erfindung wie der Stand der Technik bezichen sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Zwciphasen-Stahlblechs, wobei das kaltgewalzte oder warmgewalzte Stahlblech zuerst auf den Alpha-Gamma-Temperaturbcreich erwärmt wird, so daß dor Stahl Austenll und Ferrit enthält, worauf das Stahlblech rasch abgekühlt wird, um die Zweinhasen-Struktur zu erhalten. In einem solchen Stahl stellen Kohlenstoff und Mangan unerläßliche Bestandteile dar, wobei sie in einer Menge vorliegen, die von den Eigenschaften bestimmt werden, die der Zweiphasen-Stahl besitzen soll, während Silicium und Phosphor wahlweise Bestandteile darstellen. Aufgrund des Standes der Technik ist davon ausgegangen worden, daß mit zunehmender Abkühlgeschwindigkeit beim Abkühlschritt nach dem Erwärmen in dem Alphb-Gamma-Temperaturbereich die Martensit-Umwandlung des Austenits erhöht bzw. zufriedenstellender erreichbar ist und damit ein besserer Zweiphasen-Stahl erhalten werden kann. Deshalb war es üblich, eine Abkühlgeschwindigkeit zu verwenden, die so groß wie möglich ist, innerhalb der Grenzen, die in einer gegebenen Produktionsanlage von der maximal möglichen Abkühlgeschwindigkeit gezogen werden, vorausgesetzt, daß keine ungünstige Beeinflussung der Form und der Duktilität des Stahlblechs erfolgt. Nach dem Stand der Technik wurde jedoch der Frage bisher keine Beachtung geschenkt, ob die Materialeigenschaften eines Zweiphasen-Stahls von dem AbkQhlverlauf nach dem gleichmäßigen, kontinuierlichen Anlassen beeinflußt werden oder nicht.

In Fig. 2 ist ein kontinuierlicher Anlaß-Zyklus nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wiedergegeben. Die Temperatur T₁ ist in Fig. 2 die Anlaßtemperatur in dem Alpha-Gamma-Temperaturbereich, die Temperatur T ist eine Zwischentemperatur zwischen dem ersten und dem zweiten Abkühlschritt, und die Temperatur T₂ ist eine Temperatur von höchstens 200⁰C. Wie aus Fig. 2 ersichtlich, erfolgt das Abkühlen von 7", auf T mit einer relativ geringen Geschwindigkeit, während das Abkühlen von T auf T₂ mit einer relativ großen Geschwindigkeit erfolgt. Die Temperatur T₇ ist nicht höher als 200" C, um in ausreichendem Ausmaß die schnell gekühlte, umgewandelte Phase für den Zweiphasen-Stahl zu erhalten.

Durch die Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung von Zweiphasen-Stahlblech bereitgestellt, das hauptsächlich aus einer Ferrit-Phase und wenigstens einer rasch abgekühlten, umgewandelten Phase besteht, die aus einer Gruppe ausgewählt wird, die aus einer Martensit-Phase, einer Bainit-Phase und einer erhalten gebliebenen Austenit-Phase besteht, und das eine Zugfestigkeit von wenigstens 392 N/mm², eine gute Verformbarkeit und eine hohe künstlic! ■_· Altcrungshärtbarkeit nach dem Verformen aufweist.

Dieses Verfahren ist durch folgende Schritte gekennzeichnet:

Ein Stahl, der aus 0,01 bis 0,12¹O Kohlenstoff und 0,7 und 1,7'),, Mangan, Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen besteht, wird warmgewalzt und gehaspelt. Das warmgewalzte und erforderlichenfalls weiterhin kaltgewalzte Stahlblech wird gleichmäßig auf eine Anlaßtemperatur im Bereich zwischen 730 und 900° C angelassen, von der Anlaßtemperatur mit einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit (K₁) im Bereich zwischen 1°C/sec :- Ä, s 30°C/sec in uem ersten Abkühlschritt von der Anlaßtemperatur herab auf eine Zwischentemperatur (T) im Bereich zwischen 42O⁰C UT £ 700⁰C und mit einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit (K₂) im Bereich zwischen 100°C/sec -S R₇ £ 300"C/scc in einem zweiten Abkühlschritt von der Twischcntempcratur (T) herab auf eine Temperatur von nicht mehr als 200"C abgekühlt.

Das erfindungsgcmäßc Verfahren wird im Vergleich mit dem gleichmäßigen, kontinuierlichen Anlaßverfahren für kaltgewalztes Stahlblech nach der GB-PS 14 19 704 näher erläutert, woraus auf den ersten Blick ein

Verfahren hervorgeht, das dem erfindungsgemäßen Verfahren ähnlich ist. Das Verfahren nach der GB-PS 14 19 704 bezieht sich auf das kontinuierliche Anlassen von Stahlblechen für beliebige Verformungsverfahren und zielt darauf ab, die Druckverlormbarkeit und den Widerstand gegenüber dem Altern, das bei normaler Temperatur erfolgt, zu erhöhen. Das Verfahren nach der GB-PS 14 19 704 beruht auf dem Gedanken, daß aufgrund der Kombination von kontinuierlichem Anlassen und anschließendem raschen Abkühlen bei einer vorgegebenen Ausgangstemperatur mit der Überalterungs-Wiedererwärmungs-Behandlung nach dem kontinuierlichen Anlassen die übersättigte feste Kohlenstofflösung der Ferrit-Phase dazu veranlaßt wird, in der Ferrit-Phase auszufällen, so daß der Zustand der Ausfällung der Verformung des Stahlblechs angepaßt ist. Die Stahlzusammensetzung ist den Beispielen dieser britischen Patentschrift zu entnehmen, nämlich daß es ein weicher Stahl, wie ein aluminiumberuhigter Stahl, ein unberuhigter Stahl oder ein »Capped«-Stahl ist; ein Stahl, der etwa 0,05% Kohlenstoff und 0,3% Mangan enthält. Da die Härtbarkeit des Austenlts dieses Stahls gering ist, beschäftigt sich die britische Patentschrift hauptsächlich damit, die feste Kohlenstoftlösung in den Ferritkörnern weiterzuverarbelten. Im Gegensatz dazu ist die Erfindung hauptsächlich darauf abgestellt, nicht einen Stahl für ein beliebiges Verformungsverfahren herzustellen, sondern ein Zweiphasen-Stahlblech hoher Festigkeit für das Preßverformen. Deshalb muß der Stahl mindestens 0,7% Mangan enthalten, damit die Härtbarkeit des Austenit sichergestellt ist.

Die Unterschiede zwischen dem erfindungsgemäßen Verfahren und dem Verfahren nach der GB-PS 14 19 704 zeigen sich in bezug auf die Überalterung-Wiedererwärmungs-Behandlung. Nach der britischen Patentschrift wird nämlich die Überalterung-Wiedererwärmungs-Behandlung. die bei einer Temperatur'zwischen 300 und 500⁰C in einem Zeitraum von 30 see oder länger durchgeführt wird, als unerläßlich angesehen, um die Carbid-Auställung in der Ferrit-Phase zu steuern. In Fig. 3 ist ein kontinuierlicher Anlaßwärme-Zyklus nach der GBPS 14 19 704 dargestellt. T_x gibt in Fig. 3 die maximale Erwärmungstemperatur der Rekristallisationstemperatur eines Streifens aus weichem Stahl mil 805⁰C an, und T₁ gibt die Ausgangstemperatur des schnellen Abkühlens wieder. Die Zeitspanne zwischen J₁' und J₂' kann ein Temperaturaufrechterhaltungsschritt oder ein Abkühlschritt sein, wobei während dieser Zeitspanne vermutlich das Autlösen des Carbids und das In-Lösung-Gehen des Kohlenstoffs in der Ferrit-Matrix erreicht wird. Durch das anschließende rasche Abkühlen von der Temperatur T₁ wird vermutlich ein großer Teil der festen Kohlenstoftlösung in der Ferrit-Matrix beibehalten, der für das Carbid-Ausfällen in der nächsten Stufe (Temperatur 7"₄' -> T₅', Zeit J₄' -* J₅') wirksam ist. Durch das rasche Abkühlen von T₂' auf T₃' wird deshalb die Aufrechterhaltung der festen Kohlenstofflösung gewährleistet, die nachher ein wirksames Ausfällen des Carbids in der Überalterung-Wiedererwärmungs-Phase innerhalb des Zeitraums von J₄' bis /₅' bei einer Temperatur von Γ/ bis T₅' bewirkt.

Bei dem kontinuierlichen Anlaß-Zyklus nach dem erfindungsgemäßen Verfahren, wie es in Fig. 2 dargestellt ist, erhält der Stahl bei einer Temperatur T₁ eine Austenit-Ferrit-Struktur, wobei der Ferrit etwas Kohlenstoff in Lösung enthält. Bei der ersten Abkühlgeschwindigkeit, d. h. (T_x-T)KJ₂-J₁), wird die feste Kohlenstofflösung im Ferrit zum unumgewandelten Austenit konzentriert, um den Austenit zu stabilisieren. Wenn die Zwischentemperatur Γ größer als 700⁰C ist, ist dieser Prozeß der Kohlenstoffkonzentration des Austenits nur unzureichend fortgeschritten. Wenn andererseits die Zwischentemperatur Γ niedriger als 420°C ist, wird der Austenil in eine unerwünschte leine Perlit-Phase umgewandelt. Eine zu große erste Abkühlgeschwindigkeit (R_x) hst zur Folge, daß die Diffusion des Kohlenstoffs von der Alphain die Gamma-Phase unterdrückt wird. Die erste Abkühlung, die den Zweck hat, hauptsächlich die KohlenstolT-diffusion zu beschleunigen, sollte deshalb mit einer geeigneten niedrigen Geschwindigkeit durchgeführt werden. Wenn allerdings die erste Abkühlgeschwindigkeit (R_x) zu gering ist, findet die Perlit-Umwandlung der Gamma-Phase bei einer relativ hohen Temperatur statt, wodurch der Anteil der Gamma-Phase vermindert wird, der in die rasch abgekühlte, umgewandelte Phase im Endprodukt übergeführt werden kann. Die maximale und die minimale erste Abkühlgeschwindigkeit (R_x) sollte deshalb so gewählt werden, daß R_x nicht größer als 30°C/sec und nicht kleiner als l°C/sec (l°C/sec έ R_x £ 30°C/sec) ist. Wie aus Tabelle 5 ersichtlich, wird daher der Bereich von 10°C/sec g R_x S 30°C/sec vorgezogen, um die künstliche Alterungshärtbarkeil nach dem Verformen zu erhöhen.

Nach dem ersten Abkühlen mit der Geschwindigkeit R_x wird das zweite Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit R₂ durchgeführt, wodurch die Gamma-Phase, die noch bei der Zwischentemperatur T vorhanden ist, rasch auf die Temperatur T₂ heruntergekühlt wird und die Gamma-Phase in die rasch gekühlte, umgewandelte Phase übergehen kann. Das niedrige Streckgrenzverhältnis, das dem Zweiphasen-Stahl eigen ist, dürfte von elastischen Spannungen sowie wandernden Versetzungen herrühren, die in der Ferrit-Matrix durch die Martensit-Umwandlung des Austenlts erzeugt worden sind. Die Temperatur T₂ sollte erheblich unter Ms-Temperatur liegen, um die Bildung der rasch gekühlten, umgewandelten Phase sicherzustellen. Das zweite Abkühlen sollte

to deshalb mit einer hohen Geschwindigkeit durchgeführt werden. Wenn die zweite Abkühlgeschwindigkeit R₂ zu niedrig ist, wird feiner Perlit gebildet. Wenn die zweite Abkühlgeschwindigkeit A₂ übermäßig groß ist, wird die feste Kohlenstofflösung in der Ferrit-Phase, die bei der Zwischentemperatur T vorliegt, nicht von der Ferrit-Phase abgestoßen, so daß die Duktilität des Endprodukts verschlechtert wird. Außerdem verzieht sich die Form des Blechs aufgrund von Temperaturspannungen. Im Hinblick auf die Nachteile aufgrund einer zu hohen zweiten Abkühlgeschwindigkeit wäre eine geringe zweite AbkühigescliwiMdigkeit A₂ von weniger als 100°C/sec nicht gewählt, vom Standpunkt der Duktilität und der Form des Blechs zu bevorzugen, sofern die rasch gekühlte, umgewandelte Phase gebildet wird, wie sie in der US-PA 48 546 angegeben ist. In diesem Fall ist jedoch die feste Kohlenstofflösung in der Ferrit-Phase des Endprodukts zu gering, so daß die künstliche Alterungshärtbarkeit nach dem Verfahren, die eine der notwendigen Eigenschaften darstellt, sehr schlecht wird. Die künstliche Alterungshärtung wird dadurch verursacht, daß beim Alterungsvorgang Kohlenstoffatome zu Versetzungen oder Leerstellen diffundieren, die in der Ferrit-Phase bei der vorhergehenden Verformung entstanden sind und die Versetzungen fixieren. Demgemäß ist eine gewisse Menge der festen Kohlenstofflösung in der Ferrit-Phase erforderlich, um eine spürbare künstliche Alterung nach dem Verformen zu gewährleisten. Daher sollte die zweite Abkühlgeschwindigkeit R₁ eher groß sein.

Andererseits soll die Duktilität durch eine große zweite Abkühlgeschwindigkeit R₂ nicht zu sehr verschlechtert werden. Die Abkühlgeschwindigkeit R₂ wird deshalb auf 100°C/sec S R₂ έ 300°C/sec eingestellt.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung eines Zweiphasen-Stahlblechs kommen dem höheren und dem niedrigen Temperaturbereich des Abkühlschritts, jeweils eine bestimmte Funktion zu. Im höheren Temperaturbereich sollte hauptsächlich die Kohlenstoff-Konzentration in der Gamma-Phase und zusätzlich die Aufrechterhaltung einer solchen Menge Kohlenstoff in fester Lösung in der Alpha-Phase, die für die künstliche Alterungshärtbarkeit und das Verformen erforderlich ist, erreicht werden, während In dem niedrigen Temperaturbereich die Bildung der rasch abgekühlten, umgewandelten Phase sowie die Aufrechterhaltung der oben erwähnten Menge der festen Kohlenstofflösung sichergestellt werden soll.

Aus Fig. 4 ist der Zusammenhang zwischen der Ausgangstemperatur des schnellen Abkühlens und der Abkühlgeschwindigkeit nach der Erfindung und nach der GB-PS 14 19 704 ersichtlich.

Der Stahl, der erfindungsgemäß verarbeitet werden soll, muß minndestens 0,01% Kohlenstoff und mindestens 0,7% Mangan enthalten. Wenn allerdings der Kohlenstoff- bzw. Mangangehalt 0,1296 bzw. 1,7% überschreitet, beeinträchtigt das die Schweißbarkeit. Silizium erhöht die Festigkeit des Stahls, jedoch beeinträchtigen hohe Siliziumgehalte die Walzhautentfernung und führen deshalb zu einer schlechten Oberflächenqualität des Stahlblechs. Der maximale Siliziumgehalt beträgt 1,2%.

Der Stahl kann unberuhigter Stahl, gedeckelter Stahl, halbberuhigter Stahl oder beruhigter Stahl sein. Ein aluminiumberuhigter Stahl mit einem Aluminiumgehalt zwischen 0,01 und 0,1% wird jedoch bevorzugt. Der Stahl kann weiterhin nicht weniger als etwa 0,05% bis 0,5% wenigstens eines Elements enthalten, das aus einer Gruppe ausgewählt wird, die aus einem seltenen Erdmetall, Zr und Ca, besteht, welches die Morphologie der nichtmetallischen Einschlüsse steuert, die mit Schwefel gebildet werden und dadurch die Biegeverformbarkeii verbessern.

Der Stahl wird warmgewalzt und kann vor dem kontinuierlichen Anlassen einer Kaltwalzung unterzogen werden. Die Temperaturen zum kontinuierlichen Anlassen, die erfindungsgemäß angewendet werden, sind als 7", in Fig. 2 wiedergegeben und liegen im Alpha-Gamma-Bereich, d. h. 73O⁰C S 7", S 90O⁰C.

Das erfindungsgemäße Verfahren kann zur Herstellung von Zweiphasen-Stahlblechen mit einer Metallschicht, die durch Ueißtauchcn hervorgebracht wird, verwendet werden. Beispielsweise wird im Falle einer Feuerverzinkung ein Stahblech von Γ, mit einer Geschwindigkeit /?,, auf 7", z. B. mit einem Gasstrahl abgekühlt, worauf es für einige Sekunden in ein Bad ausgeschmolzenem Zink ein-

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15 getaucht wird, das etwa auf einer Temperatur T gehalten wird. Da ein Beschichtungsbad aus geschmolzenem Zink im allgemeinen auf 460 bis 500⁰C gehalten wird, paßt die Temperatur in den angegebenen Bereich von T. Danach wird das Blech von T auf eine Temperatur unter 200⁰C mit einer Geschwindigkeit R₂ abgekühlt. Darüber hinaus enthält der erlindungsgemäß verarbeitbare Stahl keine große Siliziummenge, die für das Feuerverzinken schädlich ist, bzw. die Stahlzusammensetzung kann überhaupt frei von Silizium sein. Die Stahlzusammensetzung ist deshalb für die Zinkbeschichtung vorteilhaft.

Das erfindungsgemäße Verfahren wird nachstehend anhand von Beispielen erläutert.

Beispie! 1

Ein aluminiumberuhigter Stahl A, (Tabelle 1), wurde auf übliche Art mit einer Endwalztemperatur von 900⁰C warmgewalzt und bei 500⁰C gehaspelt, worauf der so erhaltene 2,7 mm dicke Streifen mit einer Dickenverminderung von 70% auf 0,8 mm kaltgewalzt wurde. Die kaltgewalzten Bleche wurden auf den Alpha-Gamma-Temperaturbereich erhitzt und gemäß Tabelle 2 abgekühlt. Um die künstliche Allerungshärtbarkeit nach dem Verformen zu bestimmen, wurden die kontinuierlich angelassenen Stahlbleche einer Dehnung von 3% bei Raumtemperatur unterworfen. Nach dem Entlasten wurden die Bleche auf 18O⁰C 30 min lang erwärmt, worauf die Streckgrenze bei Raumtemperatur gemessen wurde. Die künstliche Alterungshärtbarkeit nach der Verformung wurde anhand der Zunahme der Streckgrenze gegenüber der Dehnung von 3% bestimmt. Die künstliche Alterungshärtbarkeit nach der Verformung wurde in sämtlichen Beispielen nach der vorstehend beschriebenen Methode bestimmt.

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Tabelle

Zusammensetzung des Stahls A (%)

Bezeichnung
des Stahls

Si

Mn

Al

A 0,052 0,01 1,48 0,010 0,007 0,023

"5 Die Abkühlbedingungen in Tabelle 2 sind in Fig. 5 graphisch dargestellt. Die Abkühlbedingungen wurden durch Steuerung der Abkühlwirkung eines Luftstrahls oder eines Luftstrahls mit Wassertröpfchen eingestellt. Wie Tabelle 2 zu entnehmen, ist die Abkühlbedingung © die beste im Hinblick auf eine hohe Duktilität und ein niedriges Streckgrenzverhältnis. Die Abkühlbedingung ® mit einer sehr großen zweiten Abkühlgeschwindigkeit ist jedoch im Hinblick auf eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe künstliche Alterungshärtbarkeit nach der Verformung wünschenswert.

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Tabelle 2

Kontinuierliche Anlaßbedingungen und Eigenschaften des Stahls A

Haltebedingungen	Abkühlbedingungen	Streck	Zug	Dehnung	Streckgrenzen	Künstliche Alte
beim kontinuier		grenze	festigkeit		verhältnis	rungshärtbarkeit
lichen Anlassen						nach der Verfor
						mung
		N/mm²	N/mm²	%		N/mm²
800° C für 1 min	1 800° C - 200° C Durch	275	387	36,0	0,71	29
	schnittliche Abkühlge
	schwindigkeit 4,3° C/sec

Fortsetzung

Haltebedingungen
beim kontinuierlichen Anlassen

Abkühlbedingungen

Streck- Zug- Dehnung Streckgrenzen- Künstliche Altegrenze festigkeit verhältnis rungshärtbarkcit

nach der Verfor-

N/mm² N/mm² mung N/mm²

800° C für 1 min

800° C Tür 1 min

800° C für 1 min

2 800° C - 200° C Durch- 237 schnittliche Abkühlgeschwindigkeit 15°C/sec

3 R, von 800 auf 500° C = 181 9° C/sec R₂ von 500 auf 200⁰C = 10° C/sec

4 R, von 800 auf 500⁰C = 216 9° C/sec R₂ von 500 auf 200⁰C = 150° C/sec

Beispiel 2

Ein aiuminium-silizium-beruhigter Stahl B (Tabelle 3) wurde auf übliche Art mit einer Walztemperatur von 88O⁰C warmgewalzt und bei 62O⁰C gehaspelt. Der 1,6 mm dicke warmgewalzte Streifen wurde unter den Bedingungen gemäß Tabelle 4 erwärmt bzw. abgekühlt.

Die Abkühlbedingungen in Tabelle 4 sind in Fig. 6 graphisch dargestellt.

Wie Tabelle 4 zu entnehmen ist, ist die Abkühlbedingung von ® mit einer großen zweiten Abkühlgeschwindigkeit im Hinblick auf eine hohe Zugfestigkeit und eine

32,8 0,59

35,7 0,42

27,5 0,48

47

31

hohe künstliche Alterungshärtbarkeit nach der Verformung wünschenswert.

Tabelle 3

Zusammensetzung des Stahls B (%)

Bezeichnung
des Stahls

Si

Mn

0,091 0,44 1,54 0,012 0,005 0,026

Tabelle 4

Kontinuierliche Anlaßbedingungen und Eigenschaften des Stahls B

Haltebedingungen
beim kontinuierlichen Anlassen

Abkühlbedingungen

Streck- Zug- Dehnung Streckgrenzen- Künstliche Altegrenze festigkeit verhältnis rungshärtbarkeit

nach der Verfor-

N/mm² N/mm² mung

N/mm²

780° C für 2 min

1 780° C - 200° C Durch- 381 schnittliche Abkühlgeschwindigkeit 3° C/sec

2 780° C - 200° C Durch- 346 schnittliche Abkühlgeschwindigkeit 8,5° C/sec

3 R, von 780 auf 550° C = 252 4,8° C/sec R₂ von 550 auf 200⁰C = 6° C/sec

4 R₁ von 780 auf 550° C = 275 4,8° C/sec R₂ von 550 auf 200⁰C = 110° C/sec

511 314 0,75 25

520 305 0,67 43

561 329 0,45 29

610 280 0,45 61

Beispiel 3

Die kaltgewalzten Bleche, die nach Beispiel 3 hergestellt worden sind, werden auf den Alpha-Gamma-Temperaturbereich erwärmt, worauf mit den verschiedenen ersten Abkühlgeschwindigkeiten R₁ und zweiten Abkühlgeschwindigkeiten R₁ abgekühlt wurde, die in Tabelle 5 angegeben sind. Die Zwischentemperatur T war konstant 52O⁰C. Die Abkühlgeschwindigkeiten wurden durch Steuerung der Abkühlwirkung eines Luftstrahls oder eines Luftstrahls mit Wassertröpfchen eingestellt.

Wie aus Tabelle 5 hervorgeht, kann ein niedriges Streckgrenzenverhältnis, wie eines kleiner als 0,6, bei irgendeiner zweiten Abkühlgeschwindigkeit R₇ dann nicht erhalten werden, wenn die erste Abkühlgeschwindigkeit R_x 0,5° C/sec beträgt. Wenn andererseits die erste Abkühlgeschwindigkeit /?, 40° C/sec beträgt, kann zwar ein niedriges Streckgrenzverhältnis erhalten werden, jedoch ist die Dehnung erheblich verschlechtert. Die erste Abkühlgeschwindigkeit von 1° C/sec gfl, S 30° C/sec

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ist für ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine hohe Duktilität geeignet. Hinsichtlich der künstlichen Alterungshärtbarkeit nach der Verlormung Ist festzustellen, daß eine solche Härtbarkeit von etwa 70 N/mm² bei einer ersten Abkühltemperatur /?, von weniger als

10°C/sec erhalten werden kann, und eine Härtbarkeit von maximal 80 N/mm² bei einer ersten Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 10°C/sec. Die erste Abkühlgeschwindigkeit ist deshalb 10°C/sec §Λ, S 30°C/sec.

Tabelle 5

Abkühlgeschwindigkeiten beim kontinuierlichen Anlassen und Eigenschaften des Stahls A

Erste Abkühl	Zweite Abkühl	Zug	Streckgrenzen	Dehnung	Künstliche Alte
geschwindigkeit	geschwindigkeit	festigkeit	verhältnis		rungshärtbarkeit
800° C auf 520° C	520° C aur 200° C
(R, °C/sec)	(R₂ °C/sec)	N/mm²		%	N/mm²
0,5	85	411	0,70	34,8	29
	150	420	0,71	28,5	38
9	5	388	0,68	35,5	30
	10	426	0,43	35,6	31
	85	437	0,46	33,8	40
	150	451	0,49	27,5	63
	280	463	0,48	27,0	66
	400	464	0,45	22,8	69
15	10	403	0,61	33,0	29
	30	431	0,47	32,8	46
	85	446	0,48	32,5	48
	150	467	0,46	24,9	79
40	10	456	0,58	26,5	37
	85	474	0,56	22,5	48
	150	476	0,55	22,0	78

Anmerkung: Die Haltcbcdingung beim kontinuierlichen Anlassen betrug 800° C für 1 Minute und die Zwischentemperatur beim Abkühlen 520° C.

Beispiel 4

Streckgrenzverhältnis nicht erreicht werden, wenn die Zwischentemperatur 400⁰C oder weniger beträgt, wäh-Die kaltgewalzten Bleche, die nach Beispiel 1 herge- rend bei einer Zwischentemperatur von mehr als 700⁰C stellt wurden, wurden auf den Alpha-Gamma-Tempera- 40 die Dehnung sich verschlechtert. Die Zwischentemperaturbereich erwärmt und gemäß Tabelle 6 abgekühlt. tür soll 42O⁰C § Γ S 700⁰C betragen. Wie aus Tabelle 6 ersichtlich ist, kann ein niedriges

Tabelle 6

Zwischentemperatur und Streckgrenzenverhältnis sowie Dehnung

Erste Abkühlgeschwindigkeit
Ri °C/sec

Zwischentemperatur

T°C

Zweite Abkühlgeschwindigkeit
R₂ °C/sec

Streckgrenzen- Dehnung verhältnis

10
9
9
7
4

360 400 450 500 520 600 680 750

150 280 280 250 250 150 120 110

0.72	32.8
0.71	31.3
0,46	30,2
0,42	27,0
0,48	27,0
0,48	27,1
0,52	26,8
0.54	23.5

Beispiel 5

Stahlbleche mit verschiedenen Kohlenstoff-, Silizium- und Mangangehaiten wurden unter den in Tabelle 7 angegebenen Bedingungen kontinuierlich angelassen. Diese Gehalte wurden so geändert, daß die Grenzen der Zusammensetzung zur Erhaltung eines niedrigen Streckgrenzverhältnisses ermittelt werden konnten.

Aus Tabelle 7 ist ersichtlich, daß mit dem Stahl C mil 0,005% C und 1,556 Mn ein niedriges Streckgrenzverhältnis nicht erhalten werden konnte. Im Hinblick auf dif Ergebnisse mit den Stählen D bis H ist festzustellen, daE wenigstens 0,0196 C und wenigstens 0,7% Mn für ein« Zweiphasenstruktur und damit für ein niedriges Streckgrenzverhältnis erforderlich sind.

Tabelle 7

Festigkeit und Duktilität von 0,8 mm dicken Stahlblechen

Stahl	Komponenten	Si	Mn	Warmwalz-	Haspel-	Kontinuierliche	700	800⁰C	Ri °C/sec	1	8	T⁰C	R₂ °C/sec	Zug	Streck	Dehnung
	(Gewichts-%)			bedingung	Anlaßbedingungen		1 min					festigkeit	grenzen
	C			Endwalz	Haltebe-	720	780⁰C	8				verhältnis
		0,02	1.50		temperatur temperatur dingunger		1 min		550	100
					⁰C	700	800⁰C	9			N/mm²		%
C	0,005	0,90	1,68	900		1 min		450	150	324	0,67	42,5
					740	85O°C	6
D	0,02	0,32	0,54	890		2 min		550	12a	404	0,40	37,5
					690	820⁰C	4
E	0,09	0,45	0,90	900		3 min		580	110	365	0,72	43,0
					620	770⁰C	10
F	0,08	1,15	1,30	910		2 min		520	120	427	0,59	36,1
							35 dung. I J !
G	0,10	0,02	1,70	880			500	120	596	0,52	30,2

H	0,09		870		Die Stähle K und _ C₁ »Ll. 1 £ J A/	666	0,41	26,8

			Beispiel 6	L sind von	der Warmwalz-Sorte

In Tabelle 8 sind die mechanischen Eigenschaften von Stählen mit oder ohne sulfidsteuernden Elementen, wie Ca oder seltenen Erdmetallen, wiedergegeben. Die Grundzusammensetzung dieser Stähle und die kontinuierlichen Anlaß-Zyklen liegen im Rahmen der Erfin-Tabelle 8 klar hervorgeht, traget« diese sulfidsteuernden Elemente dazu bei, die Duktilitätsparameter sowie Locherweiterungsverhältnis und Erichsen-Wert zu ver· bessern.

Tabelle 8

Mechanische Eigenschaften der kontinuierlich ausgelassenen Stahlbleche mit und ohne Ca oder seltenen Erdmetallen.

Stahl Zusammensetzung

(Gew.-%)

Warmwalz- Kontinuierliche Anlaß

bedingung und Abkühlbedingungen

Zug- Streck- Dehnung Künstliche Locherwei- Erichbenfestigkeit grenzen- . Alterungs- terungsver- Wert

verhältnis härtbarkeit hältnis

Si

Mn S

Ca

REM Endwalz- Haspeln Glühen (Ce + La) Temp. ⁰C Temp. ⁰C

R,°C/s. T⁰C R₂°C/s.

N/mm² YS/TS

N/mm

d/do

mm

K" 0,070 0,70 1,40 0,013 n.a." n.a. 880 600

L" 0,069 0,71 1,41 0,007⁴'0,0056⁴¹ n.a. 880 600

M²' 0,081 0,02 1,20 0,008 n.a. n.;i. 890 650

N²' 0,080 0,02 1,22 0,008 n.a. 0,022⁵» 890 650

1) Warmwalzsorte. 1.6 mm dick

2) kaltgewalzt mit 75% Dickeherabsetzung, 1,00 mm dick

3) n.a.: nicht zugegeben

4) Gielipfannen-Analyse: S 0.012%, Ca mit 0.018% ursprünglich zugegeben

5) REM (Ce + La) mit 0,032% ursprünglich zugegeben

800⁰C 15 für 2 min

780° C 20 für 40 see

490 120 603 0,51 30,2 71

490 120 607 0,49 31,8 71

600 200 610 0,52 28,4 82

600 200 613 0,51 28,7 84

1,6 1,9

10,7 11,2

Claims

15 Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit Zweiphasen-Struktur, das hauptsächlich aus einer Ferrit-Phase und aus wenigstens einer weiteren Phase aus der Gruppe Martensit, Bainit und Rest-Austenit besteht und das eine Zugfestigkeit von mindestens 392 N/mm² aufweist, gekennzeichnet durch folgende Verfahrensschritte:

Ein Stahl, der aus 0,01 bis 0,12% Kohlenstoff und 0,7 bis 1,7% Mangan, Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen besteht, wird warmgewalzt und dann gehaspelt, das warmgewalzte Stahblech wird gleichmäßig auf eine Anlaßtemperatur zwischen 730 und 900⁰C angelassen; und

es vird von der Anlaßtemperaiur mit einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit (/?,) zwischen l°C/sec S Λ, S 30°C/sec in einem ersten Abkühl- ,_Q schritt von der Anlaßtemperatur auf eine Zwischentemperatur (T) im Bereich 42O⁰C S 7" S 700⁰C und mit einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit (A₂) im Bereich 100°C/sec S R₂ S 300°C/sec in einem zweiten Abkühlschritt von der Zwischentemperatur (T) herab auf eine Temperatur von nicht mehr als 200⁰C abgekühlt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das warmgewalzte Blech vor dem kontinuierlichen Anlassen zusätzlich kaltgewalzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Abkühlgeschwindigkeit (/?,) im Bereich 10°C/sec S/?, S 30°C/sec liegt.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl _J5 nicht mehr als 1,2% Silizium aufweist.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennze'chnet, daß der Stahl zwischen 0,01 und 0,10% Aluminium aufweist.

6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl höchstens 0,5% wenigstens eines Elements der Gruppe Seltenerdmetalle, Calcium und Zirkon aulweist.

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlblech durch ein geschmolzenes Metallbad hindurchtritt, das auf der Zwischentemperatur T (42O⁰C = T ^ 700"C) gehalten wird.