DE3704828A1 - Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlbandes mit einem hohen r-wert - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlbandes mit einem hohen r-wert

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Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einer besonderen Zusammensetzung und mit einem hohen -Wert im warmgewalzten Zustand.
Tiefziehen ist ein grundsätzliches Umformverfahren beim Platten- bzw. Bandumformen, und die Tiefziehfähigkeit ist ein äußerst wichtiger Faktor bei der Umformbarkeit eines Bandes. Es ist allgemein bekannt, daß der maßgebende Faktor für die Tiefziehfähigkeit der -Wert ist. Es wurden deshalb Versuche durchgeführt, um den -Wert zu erhöhen, indem das Gefüge bzw. die Textur geregelt wurde, indem z. B. das Stahlband einem Kaltwalzen und Glühen unterzogen wurde. Der -Wert wird durch die Gleichung berechnet:
= (r L + r T + 2r D )/4
worin r L , r T und r D die Lankford-Werte sind: in Parallelrichtung, Querrichtung bzw. 45°-Richtung zur Walzrichtung.
Es wurde bewiesen, daß der -Wert des warmgewalzten Stahlbandes niedriger ist (∼ 0,9). Die Ursache dafür ist, daß die Kristallorientierung in dem so warmgewalzten Zustand regellos ist, und folglich kann ein Gefüge, das für den -Wert vorteilhaft ist, nicht erhalten werden. Folglich sind Kaltwalzen und Glühen notwendig, um ein Stahlband mit einem hohen -Wert zu erhalten. Es wurde angenommen, daß dieses Kaltwalzen und Glühen das einzige Verfahren ist, das verwendet werden kann, um diesen -Wert zu sichern.
Die Forderungen der Verbraucher nach erhöhter Umformbarkeit des warmgewalzten Stahlbandes erhöhten sich ständig, die Umformbarkeit des warmgewalzten Stahlbandes, die durch herkömmliche Verfahren erhalten wurde, erreichte jedoch ein Limit, und folgich können solche Forderungen durch diese herkömmlichen Verfahren nicht erfüllt werden. Es entstand folglich die Notwendigkeit der Entwicklung eines warmgewalzten Stahlbandes mit neuen Eigenschaften.
Es gibt eine Anzahl von Herstellungsverfahren, die zur Herstellung von warmgewalzten Stahlbändern verwendet wurden, und die den Bändern eine hohe Umformbarkeit verleihen, in denen die gelösten Stoffe (C) und (N), die für die Alterungseigenschaft schädlich sind, durch ein Vakuumentgasungsverfahren entfernt werden, oder durch Ti, Nb, B, Al und ähnliche fixiert werden, wodurch IF (frei von Einlagerungen) erhalten wird, P und S soweit wie möglich reduziert werden, die für das Umformen nachteilig sind, und eine solcher IF-Stahl mit wenig P und S unter angemessenen Warmwalzbedingungen gewalzt wird, wodurch ein warmgewalztes Stahlband mit einer niedrigen Streckgrenze (YP), einer hohen Dehnung und einer verbesserten Bördeldehnungs- und Ausbauchungseigenschaft hergestellt wird. Die durch diese Herstellungsverfahren erhaltenen -Werte betragen ungefähr 0,90 als Höchstwert, und diese Verfahren können ein warmgewalztes Stahlband mit einem hohen -Wert nicht liefern.
Die Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einem hohen -Wert, die z. B. aus der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 59-2 26 149 und der japanischen Patentanmeldung Nr. 50-1 24 751 bekannt sind, umfassen das Warmwalzen (+ Ölschmierung) während der abschließenden Walzstufe des IF-Stahles. In diesen Verfahren ist jedoch das Glühen unerläßlich, und das Walzverfahren ist technisch sehr schwierig.
Es wurde ein Verfahren untersucht, um ein warmgewalztes Stahlband mit einem hohen -Wert durch Verfahren herzustellen, die von dem oben beschriebenen herkömmlichen Verfahren völlig verschieden sind.
Als Ergebnis dieser Untersuchungen wurde gefunden, daß zum Erzielen eines hohen -Wertes die Zusammensetzung spezifisch sein sollte und das Walzen im Austenitbereich geregelt werden sollte. Insbesondere ist das Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einem hohen -Wert gekennzeichnet durch: Heißbeschickung eines Stahles, der aus nicht mehr als 0,015 Gew.-% C, von 1,0 bis 2,5 Gew.-% Mn, von 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al, von 0,01 bis 0,06 Gew.-% Nb, von 0,01 bis 0,1 Gew.-% Ti und Fe und unvermeidbarer Verunreinigungen besteht, in einen Nachwärmeofen und Erwärmen auf eine Temperatur von nicht weniger als 1150°C und anschließendes Vorwalzen des Stahles oder Vorwalzen des Stahles als Warmabschnitt ohne Erwärmen in einem Nachwärmeofen, wobei beim Vorwalzen in einem Temperaturbereich von 980 bis 1100°C dem Stahl eine große Reduktion von nicht weniger als 20% pro Durchgang erteilt wird, Durchführung des Endwalzens bei einer Temperatur von Ar 3 bis 930°C und Halten einer Gesamtreduktion bis zu 90% oder mehr, bei einer Temperatur von nicht mehr als Ar 3 + 150°C, und Aufwickeln bei einer Temperatur von 600 bis 800°C. Das Wesentliche dieses Verfahrens besteht in dem Punkt, daß der IF-Stahl mit hohem Mn-Gehalt, der vom gelösten Stoff (C, N) frei ist, innerhalb eines besonderen Temperaturbereiches einer großen Reduktion unterzogen wird, gefolgt von Kühlen, und danach innerhalb eines besonderen Temperaturbereiches aufgewickelt wird.
Die Gründe zur Einschränkung der Komponenten des Stahls und der Warmwalzbedingungen werden nachfolgend beschrieben.
Um IF zu erhalten, ist der Gehalt an C wünschenswerterweise so gering wie möglich. Eine der Besonderheiten des erfindungsgemäßen Stahles ist ein hoher Gehalt an Mn. Durch die Zugabe von Mn tritt während des Schmelzens zur Stahlherstellung eine Aufnahme von C mit dem Ergebnis auf, daß sich die C-Menge zwangsweise erhöht. Wenn dies in Betracht gezogen wird, wird die obere Grenze der C-Menge bei 0,015 Gew.-% festgelegt. Ein bevorzugter Bereich beträgt von 0,003 bis 0,008 Gew.-%.
Mn ist für die vorliegende Erfindung ein wichtiges Element. Wie allgemein bekannt ist, ist Mn im Stahl ein festigendes Element, Mn wurde jedoch in den herkömmlichen Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einer hohen Umformbarkeit auf einen so gering wie möglichen Wert verringert. In der vorliegenden Erfindung wird Mn bewußt zugegeben, da Mn außer C das einzige Element ist, das die Umwandlungstemperatur des Stahls verringern kann, ohne die Stahleigenschaften ernsthaft zu verschlechtern. Mn ist deshalb ein Element, das sehr effektiv ist, um zu gestatten, daß das Austenit während der abschließenden Walzstufe nicht rekristallisiert bleibt. Um dieses Ziel zu erreichen, sind mindestens 1,0 Gew.-% Mn notwendig. Die obere Grenze von 2,5 Gew.-% ist der Wert, bei dem während des Schmelzens zur Stahlherstellung keine besonderen Überlegungen notwendig sind. Der bevorzugte Bereich beträgt von 1,0 bis 2,0 Gew.-%.
Al ist als reduzierendes Mittel notwendig, der reduzierende Effekt wird jedoch bei einer Al-Menge von weniger als 0,005 Gew.-% nicht erzeugt. Folglich wird die Obergrenze von Al bei 0,10 Gew.-% festgesetzt, da die Wirkung des reduzierenden Mittels bei dieser Menge am befriedigendsten ist.
Nb ist wie Mn für die vorliegende Erfindung ein wichtiges Element. Beim herkömmlichen Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einer hohen Umformbarkeit wird Nb nur zum Fixieren von (C) und (N) zugegeben, die wie Ti für die Alterungseigenschaft nachteilig sind. Beim herkömmlichen Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit hoher Umformbarkeit wird deshalb die Nachwärmtemperatur niedrig festgelegt. Der Grund der erfindungsgemäßen Zugabe von Nb ist von dem der herkömmlichen Art verschieden, d. h. Nb wird in der vorliegenden Erfindung verwendet, um seine verzögernde Wirkung auf die Rekristallisation des Austenits nachdrücklich zu nutzen. Um eine solche Wirkung zu verwirklichen, ist im Falle des Nachwärmens zum Warmwalzen, oder der Temperaturentwicklung der Bramme bis zum Walzschritt im Falle des Direktwalzens, die Aufheiztemperatur offensichtlich wichtig. Zum Erzielen der Verzögerung der Rekristallisation von Austenit beträgt die untere Grenze von Nb 0,01 Gew.-%. Die obere Grenze von Nb beträgt 0,06 Gew.-%, was für das Erzielen der obengenannten Verzögerung ausreichend ist. Der bevorzugte Bereich von Nb beträgt von 0,02 bis 0,05 Gew.-%.
Ti wird zum Fixieren von C genauso wie von N und S als unvermeidbare Verunreinigungen zugegeben. Eine Menge von 0,01 Gew.-% Ti ist notwendig, und im Hinblick auf das Schmelzen bei der Stahlherstellung wird die Obergrenze bei 0,1 Gew.-% festgelegt.
In dem Fall, in dem ein weiter vergrößerter -Wert und weiter erhöhte Umformbarkeit gefordert werden, sollten P und S auf einen so gering wie möglichen Wert verringert werden. Insbesondere P sollte niedrig sein, um Ar 3 zu unterdrücken. Der bevorzugte Bereich von P ist kleiner als 0,01 Gew.-%.
Der bevorzugte Bereich von S zur Erhöhung der Umformbarkeit beträgt weniger als 0,006 Gew.-%.
Da Si ein Element ist, das die Übergangstemperatur, insbesondere Ar 3, erhöht, sollte dessen Menge gering sein, wünschenswerterweise bei einem so gering wie möglichen Wert. Der bevorzugte Bereich von Si beträgt nicht mehr als 0,05 Gew.-%.
Ein Guß- oder Stahlabschnitt, z. B. eine Bramme, können dem Walzschritt als Warmabschnitt zugeführt werden. Die Beschickungstemperatur muß jedoch so sein, daß während der Vorwalzens in einem Temperaturbereich von 980 bis 1100°C zumindest eine große Reduktion von 20% oder mehr pro Durchgang erteilt werden kann. Wenn in einem Nachwärmofen beschickt wird, muß die Abzugstemperatur aus dem Nachwärmofen 1150°C oder mehr betragen, um Nb in der festen Lösung aufzulösen.
Beim Vorwalzen muß diese große Reduktion von 20% oder mehr pro Durchgang in einem Temperaturbereich von 980 bis 1100°C zumindest einmal während des Vorwalzens erteilt werden. Das Vorwalzen in der vorliegenden Erfindung ist dadurch wichtig, daß das Vorwalzen im Rekristallisationsbereich des Austenits durchgeführt wird, wodurch die γ-Körner vergütet werden. Diese Temperatur von 980°C oder mehr ist notwendig, um dieses Ziel zu erreichen, da bei einer Temperatur geringer als 980°C das Walzen nicht im Rekristallisationsbereich durchgeführt wird. Wenn auf der anderen Seite das Vorwalzen bei einer Temperatur größer als 1100°C durchgeführt wird, tritt nur eine Vergrößerung der Austenitkörner auf. Zusätzlich muß die große Reduktion von 20% oder mehr pro Durchgang mindestens einmal innerhalb des obengenannten Temperaturbereiches durchgeführt werden, da sonst das gewünschte Gefüge nicht erhalten werden kann.
Das Endwalzen muß bei Ar 3 ∼ 930°C durchgeführt werden. Ar 3 bedeutet hier die Temperatur, bei der diese Struktur (gebildetes Ferrit oder ähnliches) durch das Walzen im α- Bereich nicht auftritt. Dies wird durch eine Aufnahme der Struktur eines Stahlbandes bei einer Temperatur aufgezeigt, die der Endtemperatur des Walzens entspricht. Wenn die Endtemperatur des Walzens nicht wie oben beschrieben definiert ist, kann sogar durch die Zugabe von Nb und Mn ein hoher r-Wert nicht erhalten werden. Der obengenannte Temperaturbereich ist der des Nicht-Rekristallisationsbereiches von Austenit und wird durch die Zugabe von Nb und Mn erweitert. Die bevorzugteste Temperatur liegt direkt oberhalb von Ar 3.
Die Reduktion beim Warmwalzen muß groß sein. Wenn die Gesamtreduktion bei einem Temperaturbereich von nicht größer als Ar 3 + 150°C kleiner als 90% ist, kann der gewünschte --Wert nicht erhalten werden. Das heißt, dieser Temperaturbereich ist der Temperaturbereich der Nicht-Rekristallisation von Austenit, und durch Erhöhung der Reduktion in diesem Temperaturbereich wird ein festes Gefüge von Austenit erhalten. Die Temperatur von Ar 3 + 150°C wird festgelegt, da diese Temperatur, die geringer ist als die niedrigste Temperatur der Rekristallisation von Austenit, für einen stabilen Betrieb notwendig ist. Das wünschenswerteste Endwalzverfahren ist ein isothermisches Walzen direkt oberhalb Ar 3. Die Aufwickeltemperatur muß 600°C oder mehr betragen, da das Selbst-Glühen im Aufwickelschritt durch ein Aufwickeln bei hoher Temperatur verwendet wird, um den -Wert zu erhöhen. Das Aufwickeln bei mindestens 600°C ist wirksam, um die Wirkung des Selbst- Glühens zu verwirklichen. Die bevorzugte Aufwickeltemperatur beträgt von 700 bis 800°C. Durch das Aufwickeln bei hoher Temperatur wird die Plastizität ebenfalls bevorzugt erhöht. Im Hinblick auf eine leichte Durchführung ist das Aufwickeln bei einer Temperatur oberhalb 800°C sehr schwer, und deshalb beträgt die Obergrenze des Aufwickelns 800°C.
Die Abkühlbedingungen auf dem Auslaufgang können die üblichen Bedingungen sein. Vorzugsweise wird ein schnelles Abkühlen von nicht weniger als 300 K/s innerhalb innerhalb 2 s nach dem Abschluß des Endwalzens durchgeführt. Dieses schnelle Abkühlen ist für die Bildung dieses Gefüges vorteilhaft.
Die vorliegende Erfindung wird unter Beibehaltung der oben beschriebenen zahlenmäßigen Begrenzungen durchgeführt. In bezug auf ein Aufwickeln bei hoher Temperatur zur Verwendung des Selbst-Glühens, um den -Wert und die Dehnung zu verbessern, wird jedoch im Falle von Verfahrensproblemen die Aufwickeltemperatur zu niedrig, um den gewünschten -Wert zu erhalten. In diesem Falle oder wenn eine weiter vergrößerte Umformbarkeit erhalten wird, kann das satzweise Glühen durchgeführt werden. Die Endschritte nach der Bildung der warmgewalzten Rolle können durch herkömmliche Verfahren, einschließlich Dressieren und Richten, durchgeführt werden.
Beispiele
Die Stähle mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wurden im Labor geschmolzen und nach dem Ausziehen der Blockform den Walzversuchen unterzogen. Ein durch das Laborwalzen genutzter Vorteil ist der, daß dieses die tatsächliche Maschine mit einer hohen Genauigkeit wiedergeben kann.
In Tabelle 1 sind die Nr. 1 und 2 erfindungsgemäße Stähle, wohingegen Mn der Nr. 3, Nb der Nr. 4, Ti der Nr. 5 und C der Nr. 6 außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches liegen.
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung und Ar 3
Tabelle 2: Warmwalzverfahren und mechanische Eigenschaften
Jeder Stahl wurde auf 1200°C erwärmt (in bezug auf die Heiztemperatur des Ofens), durch drei Durchgänge (20-25-25%) bei einer Temperatur von 950 bis 1100°C vorgewalzt, einer Reduktion von insgesamt 92% in einem Temperaturbereich von Ar 3 bis Ar 3 + 150°C unterzogen, bei der in Tabelle 2 aufgeführten Endbearbeitungstemperatur endbearbeitet und bei der in Tabelle 2 angegebenen Aufwickeltemperatur aufgewickelt. Die mechanischen Eigenschaften dieser Stähle sind in Tabelle 2 angezeigt. Die Stähle Nr. 1 und 2 zeigten einen -Wert, der bisher für Kohlenstoffstähle in so gewalztem Zustand nicht erhalten wurde.
Der Einfluß der Endbearbeitungstemperatur des Walzens auf die mechanischen Eigenschaften der Stähle Nr. 1 und 2 wurde aufgezeigt. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Die alphabetischen Endungen in den Tabellen werden verwendet, um die Bänder voneinander zu unterscheiden.
Tabelle 3: Warmwalzverfahren und mechanische Eigenschaften
Die obengenannten Ergebnisse waren erwiesenermaßen die Grundlage, um den Temperaturbereich des Endwalzens entsprechend der vorliegenden Erfindung festzulegen.
Der Einfluß der Reduktion des Vorwalzens und Endwalzens auf die mechanischen Eigenschaften wurde bewiesen. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. In Tabelle 4 bedeutet die Reduktion des Vorwalzens, daß jeder Durchgang in einem Temperaturbereich von 980 bis 1100°C vorgenommen wurde, während die Reduktion des Endwalzens die Gesamtreduktion bei nicht mehr als Ar 3 + 150°C (FT 850°C, CT 710°C) anzeigt.
Tabelle 4: Walzreduktion beim Vor- und Endwalzen und mechanische Eigenschaften
Es wird deutlich, daß die Walzreduktion in jedem Schritt ein wichtiger Faktor in der vorliegenden Erfindung ist.
Der erzielte Stahl der vorliegenden Erfindung ist ein IF-Stahl mit einer Nichtalterungs-Eigenschaft und hoher Plastizität. Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Stahl hat eine hohe Festigkeit von 40 kgf/mm2 (39,2 N/mm2) oder mehr. Eine der Besonderheiten des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen Stahls ist, daß er einen -Wert in Richtungen von 45° aufweist. Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Stahl ist deshalb zum Ziehen eines rechteckigen Zylinders geeignet. Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren warmgewalzte Stahl hat eine hervorragende Umformbarkeit und kann für verschiedene Anwendungen verwendet werden.

Claims (5)

1. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes mit einem hohen -Wert, gekennzeichnet durch Beschicken eines Stahles, der aus nicht mehr als 0,015 Gew.-% C, von 1,0 bis 2,5 Gew.-% Mn, von 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al, von 0,01 bis 0,06 Gew.-% Nb, von 0,01 bis 0,1 Gew.-% Ti und Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, in einen Nachwärmofen und Erwärmen auf eine Temperatur von nicht weniger als 1150°C und anschließendes Vorwalzen des Stahles, oder Vorwalzen des Stahles als Warmabschnitt ohne Erwärmen in einem Nachwärmofen, wobei das Vorwalzen in einem Temperaturbereich von 980 bis 1100°C dem Stahlband eine große Reduktion von nicht weniger als 20% pro Durchgang verleiht, Durchführung des Endwalzens bei einer Temperatur von Ar 3 bis 930°C und Beibehaltung einer Gesamtreduktion bis zu nicht weniger als 90% bei einer Temperatur von nicht mehr als Ar 3 + 150°C und Aufwickeln bei einer Temperatur von 600 bis 800°C.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der C-Gehalt von 0,003 bis 0,008 Gew.-% beträgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Mn-Gehalt von 1,0 bis 2,0 Gew.-% beträgt.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Nb-Gehalt von 0,02 bis 0,05 Gew.-% beträgt.
5. Verfahren nach Anspruch 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß P und S als unvermeidbare Verunreinigungen weniger als 0,01 Gew.-% bzw. weniger als 0,006 Gew.-% betragen.
DE19873704828 1986-02-18 1987-02-16 Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlbandes mit einem hohen r-wert Granted DE3704828A1 (de)

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