DE60110586T2

DE60110586T2 - Kaltgewalztes stahlblech mit ausgezeichneten reckalterungseigenschaftenund herstellungsverfahren für ein solches stahlblech

Info

Publication number: DE60110586T2
Application number: DE2001610586
Authority: DE
Inventors: Chikara Chiba-shi KAMI; Akio Chiba-shi Tosaka
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-05-31
Filing date: 2001-02-14
Publication date: 2005-12-01
Anticipated expiration: 2021-02-15
Also published as: EP1291447A4; CA2380377C; CA2380377A1; DE60110586D1; WO2001092593A1; CN1386141A; EP1291447B1; KR20020036838A; US6695932B2; EP1291447A1; US20030047257A1; KR100611541B1; TW500809B; CN1152970C

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft kaltgewalzte Stahlbleche, die hauptsächlich für die Nutzung in Kraftfahrzeugkarosserien geeignet sind. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein kaltgewalztes Stahlblech, welches eine Zugfestigkeit (TS) von weniger als 440 MPa aufweist und hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften besitzt, und ein Verfahren zur Herstellung desselben. Während Stahlbleche verschiedener Güteklassen, von solchen, die für eine Leichtverarbeitung bis zu solchen, die für ein extensives Tiefziehen geeignet sind, als Stahlbleche für Kraftfahrzeugkarosserien erhältlich sind, ist das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung für die Nutzung in Verarbeitungen geeignet, die Stahlbleche relativ niedriger Güteklassen mit geeigneten Verarbeitungseigenschaften erfordern. Die kaltgewalzten Stahlbleche der vorliegenden Erfindung sind für einen breiten Nutzungsbereich, von der Nutzung in relativen Leichtverarbeitungen, wie der Ausbildung von Röhren durch Leichtbiegen oder Formwalzen, bis zu der Nutzung in relativem Schwerziehen, geeignet. In dieser Erfindung bezeichnet der Ausdruck „Stahlbleche" auch Stahlbänder.
In der vorliegenden Erfindung bedeutet der Ausdruck „hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften", dass der Verformungsspannungszuwachs zwischen vor und nach einer Alterungsbehandlung nicht weniger als 80 MPa beträgt, und dass der Zugfestigkeitszuwachs zwischen vor und nach der Reckalterungsbehandlung (Vorverformung + Alterungsbehandlung) nicht weniger als 40 MPa beträgt, wobei die Alterungsbehandlung über 20 Minuten bei einer Temperatur von 170 °C ausgeführt wird und nach einer Vorverformung unter einer Zugspannung von 5 erfolgt. Der Verformungsspannungszuwachs, der die Differenz zwischen der Streckfestigkeit vor der Alterungsbehandlung und nach der Alterungsbehandlung darstellt, wird auch als BH-Inkrement bezeichnet. Der Zugfestigkeitszuwachs, der die Differenz zwischen der Zugfestigkeit vor der Vorverformung und nach der Alterungsbehandlung darstellt, wird im Weiteren mit ΔTS bezeichnet.
Stand der Technik
Mit Hinsicht auf die gegenwärtigen Gasemissionsabkommen angesichts der globalen Umweltprobleme ist die Verringerung des Karosseriegewichts von Kraftfahrzeugen eine Angelegenheit von zentraler Wichtigkeit geworden. Um das Karosseriegewicht von Kraftfahrzeugen zu verringern, ist das Erhöhen der Festigkeit der Stahlbleche, die in einer großen Menge verwendet werden, d.h. die Verwendung von Hochfestigkeits-Stahlblechen, ein wirksames Mittel.
Unglücklicherweise weisen Stahlbleche, die eine signifikant hohe Festigkeit aufweisen, die folgenden Probleme während des Formpressens bei der Herstellung der Kraftfahrzeugkomponenten auf:

1. Abnahme der Formbeständigkeit
2. Auftreten von Sprüngen und Einschnürungen während der Herstellung aufgrund einer verringerten Duktilität.

Um die obigen Probleme zu beheben, sind unter kaltgewalzten Stahlblechen für die Verwendung als Außenbleche Stahlbleche bekannt, die aus ultraleichten Karbonstahlen hergestellt sind, in denen der Kohlenstoffanteil in dem Zustand der festen Lösung, der in dem fertiggestellten Produkt verbleibt, innerhalb eines geeigneten Bereichs gesteuert wird. Diese Art von Stahlblechen wird während des Formpressens weich gehalten, um Formbeständigkeit und Duktilität zu gewährleisten. Widerstandsfähigkeit gegenüber Einbeulungen wird durch eine Erhöhung der Streckspannung erreicht, die aus einer Reckalterungserscheinung resultiert, die während eines Farbeinbrennvorgangs, während dessen über etwa 20 Minuten eine Temperatur von 170 °C aufrechterhalten wird, auftritt. Diese Art eines Stahlblechs, das Kohlenstoff in einer festen Lösung in dem Blech aufweist, ist während des Formpressens weich. Während eines Farbeinbrennvorgangs, welcher der Formpressverarbeitung folgt, werden Fehlstellen, die durch das Formpressens verursacht werden, durch den gelösten Kohlenstoff behoben, wodurch die Streckspannung erhöht wird.
Bei dieser Art von Stahlblechen wird jedoch die Erhöhung der Streckspannung, die durch die Reckalterungshärtung verursacht wird, gering gehalten, um Fließfiguren während des Formpressens zu verhindern, die Oberflächendefekte verursachen würden. Daher ist der tatsächliche Anteil dieser Stahlbleche an der Gewichtsreduktion der Komponenten gering.
Um das Gewicht der Komponenten zu verringern, sind sowohl die Erhöhung der Streckspannung durch die Reckalterung als auch die Erhöhung der Festigkeitseigenschaften nach der fortgeschrittenen Verformung notwendig. In anderen Worten ist eine Erhöhung der Zugfestigkeit nach der Reckalterung erforderlich.
Im Gegensatz dazu sind für Verwendungen, in denen ein gutes Aussehen nicht erforderlich ist, ein Stahlblech, in dem gelöster Stickstoff verwendet wird, um den Einbrennhärtungszuwachs zu verbessern, und ein Stahlblech, in dem die Einbrennhärtbarkeit durch die Mischstruktur, die Ferrit und Martensit umfasst, weiter verbessert wird, vorgeschlagen worden.
Zum Beispiel offenbart die japanische nicht geprüfte Patentanmeldung mit der Publikationsnummer 60-52528 eine Warmwalzverarbeitung, bei welcher ein Stahl, der C: 0,02 % bis 0,15 %, Mn: 0,8 % bis 3,5 %, P: 0,02 % bis 0,15 %, Al: nicht mehr als 0,10 % und N: 0,005 % bis 0,025 % enthält, bei einer Temperatur von nicht mehr als 550 °C aufgewickelt wird, und ein Verfahren zur Herstellung eines Hochfestigkeitsstahlblechs, das eine gute Duktilität und Punktschweißfähigkeit aufweist, in welchem kontrolliertes Auskühlungsglühen nach einem Kaltwalzen ausgeführt wird. Die mithilfe der in der japanischen nicht geprüften Patentanmeldung mit der Publikationsnummer 60-52528 beschriebenen Technologie hergestellten Stahlbleche weisen eine gemischte Struktur auf, die eine Phase von Niedrigtemperatur-Umwandlungsprodukten, im wesentlichen Ferrit und Martensit, umfasst und eine gute Duktilität aufweist. Bei diesen Stahlblechen wird, verursacht durch vorsätzlich zugegebenen Stickstoff, eine Reckalterung während eines Farbeinbrennens unternommen, um eine große Festigkeit zu erhalten.
Gemäß der in der japanischen nicht geprüften Patentanmeldung mit der Publikationsnummer 60-52528 beschriebenen Technologie ist die Erhöhung der Streckfestig keit YS durch die Reckalterungshärtung groß, wohingegen die Erhöhung der Zugfestigkeit TS gering ist. Zudem sind Schwankungen in den mechanischen Eigenschaften, wie Schwankungen in der Erhöhung der Streckspannung YS, signifikant groß. Somit kann die Dicke der Stahlbleche nicht soweit verringert werden, wie es zur Zeit erforderlich ist, um das Gewicht der Kraftfahrzeugkomponenten zu verringern.
Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 5-24979 offenbart ein einbrennhärtbares, stark gedehntes, kaltgewalztes dünnes Stahlblech, das eine Zusammensetzung von C: 0,08 % bis 0,20 %, Mn: 1,5 % bis 3,5 % mit Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Restbestandteil aufweist. Die Struktur dieses Stahlblechs umfasst homogenes Bainit, das 5 % oder weniger Ferrit enthält, oder Bainit, das teilweise Martensit enthält. Das in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 5-24979 offenbarte kaltgewalzte Stahlblech weist eine Struktur auf, die hauptsächlich Bainit enthält, das durch abschrecken in dem Temperaturbereich von 400 °C bis 200 °C während des Kühlschritts nach dem kontinuierlichen Glühen erhalten wird, wobei dem Abschrecken ein langsames Abkühlen folgt. Für das Stahlblech wird über diese Struktur ein hoher Einbrennhärtungszuwachs erzielt, der zuvor nicht erzielt worden ist.
Bei dem in der obigen japanischen Patentveröffentlichung Nr. 5-24979 beschriebenen Stahlblech ist die Zugfestigkeit, auch wenn die Streckfestigkeit nach dem Farbeinbrennen erhöht ist, und dadurch ein hoher Grad an Einbrennhärtung, der zuvor niemals erreicht worden ist, erreicht wird, nicht erhöht. Wenn es für Komponenten verwendet wird, die Festigkeit erfordern, können Verbesserungen in der Haltbarkeit und dem Aufprallwiderstand nicht erwartet werden. Somit besteht das Problem, dass das Stahlblech, wenn eine große Haltbarkeit und ein hoher Aufprallwiderstand erforderlich sind, nicht verwendet werden kann.
Zudem weisen die oben beschriebenen konventionellen Stahlbleche, auch wenn sie in der Festigkeit hervorragend sind, wenn sie nach der Farbeinbrennbehandlung mit einfachen Zugtests bewertet werden, signifikant große Schwankungen in der Festigkeit auf, nachdem die Stahlbleche plastischen Verformungen unterlegen sind und unter tatsächlichen Druckverhältnissen, auf. Somit sind die Stahlbleche nicht notwendigerweise geeignet für die Komponenten, die eine große Zuverlässigkeit erfordern.
Die EP-A-0943696 offenbart ein kaltgewalztes Blech für Fässer, das 0,0050 bis 0,02 Gewichts-% von N enthält, mit einer hervorragenden Fassformbarkeit und erhöhten Festigkeit.
Die vorliegende Erfindung hat zum Ziel, die Einschränkungen des oben beschriebenen verwandten Stands der Technik zu beheben, und ein kaltgewalztes Stahlblech zur Verfügung zu stellen, das eine gute Formbarkeit, stabile Qualität und hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften aufweist, wobei das Stahlblech, nachdem das Stahlblech in Kraftfahrzeugkomponenten ausgebildet worden ist, eine hinreichende Festigkeit für die Verwendung in Kraftfahrzeugkomponenten besitzt, wodurch es dazu beiträgt, das Gewicht von Kraftfahrzeugkarosserien zu verringern. Ebenso wird ein Verfahren zur kommerziellen Herstellung der Stahlbleche zu niedrigen Kosten zur Verfügung gestellt. Das Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften zu erhalten, die ein BH-Inkrement von 80 MPa oder mehr und ein ΔTS von 40 MPa oder mehr aufweisen, wobei die Alterungsbedingungen durch eine über 20 Minuten aufrechterhaltene Temperatur von 170 °C nach einer Vorverformung bei einer Zugspannung von 5 % gegeben sind.
Offenbarung der Erfindung
Um diese Ziele zu erreichen, haben die gegenwärtigen Erfinder verschiedene Stahlbleche hergestellt, wobei sie die Zusammensetzung und die Herstellungsbedingungen verändert haben, und sie haben viele ihrer Eigenschaften untersucht und bewertet. Als ein Ergebnis haben die Erfinder herausgefunden, dass durch die Verwendung von Stickstoff, welcher auf einem Gebiet, in dem eine hohe Verarbeitungsfähigkeit erforderlich ist, nicht vorteilhafter Weise verwendet worden ist, als ein verstärkendes chemisches Element und durch eine effektive Nutzung einer starken Reckalterungshärtungserscheinung, die durch dieses verstärkende chemische Element verursacht wird, sowohl eine Verbesserung in der Formbarkeit als auch eine Erhöhung in der Festigkeit nach der Ausbildung einfach erreicht werden kann.
Des Weiteren haben die Erfinder herausgefunden, dass, um die Reckalterungshärtungserscheinung, die durch den Stickstoff verursacht wird, vollständig auszunutzen, die Reckalterungserscheinung wirksam mit den Farbeinbrennbedingungen für Kraftfahrzeuge und weiterhin mit den Bedingungen für die Wärmebehandlung nach der Ausbildung verbunden werden sollte, und dass die Warmwalzbedingungen, die Kaltwalzbedingungen und die Bedingungen des kalten Glühens optimiert werden müssen, um die Mikrostruktur des Stahlblechs und die Menge des gelösten Stickstoffs innerhalb eines vorherbestimmten Bereichs zu kontrollieren. Die Erfinder haben ebenso herausgefunden, dass die Kontrolle des Aluminium(Al)anteils im Verhältnis zu dem Stickstoff(N)anteil in der Zusammensetzung für eine stabile Reckalterungshärtung unter Verwendung von Stickstoff wesentlich ist. Zudem haben die Erfinder herausgefunden, dass, wenn die Mikrostruktur des Stahlblechs Ferrit als primäre Phase enthält und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von nicht mehr als 15 μm besitzt, das Problem der Alterung bei Raumtemperatur, dem man in dem bekannten Stand der Technik begegnet, überwunden werden kann, und der Stickstoff vollständig genutzt werden kann.
In anderen Worten haben die Erfinder herausgefunden, dass, wenn Stickstoff als verstärkendes Element verwendet wird, der Al-Gehalt in einem geeigneten Bereich entsprechend dem N-Gehalt kontrolliert wird, und wenn die Warmwalzbedingungen, die Kaltwalzbedingungen und die Bedingungen des kalten Glühens optimiert werden, um die Mikrostruktur und den gelösten Stickstoff zu regulieren, das resultierende Stahlblech dann verglichen mit dem bekannten Stahlblech der festlösungsverstärkenden Art auf C-Mn-Basis und mit Stahlblechen der ausfällungsverstärkenden Art eine weit überlegene Formbarkeit aufweist, und es hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften erhält, die in diesen bekannten Stahlblechen nicht vorhanden waren.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung weist nach dem Farbeinbrennvorgang, wie es durch einen einfachen Zugtest bestimmt wird, im Vergleich zu bekannten Stahlblechen eine höhere Festigkeit auf. Die Schwankungen in der Festigkeit nach einer plastischen Verformung unter den tatsächlichen Druckverhältnissen sind gering, und es können verlässliche Komponentenfestigkeitseigenschaften erreicht werden. Zum Beispiel ist in dem Bereich, der unter eine hohe Spannung gesetzt wird, die Dicke gering, der Grad der Härtung jedoch groß im Vergleich zu anderen Bereichen des Stahlblechs, woraus sich eine Einheitlichkeit hinsichtlich der Belastbarkeit, d.h. der Blechdicke multipliziert mit der Festigkeit, ergibt. Somit kann die Festigkeit der Komponente gewährleistet werden.
Weitere Untersuchungen sind auf Grundlage der obigen Erkenntnisse ausgeführt worden, um die vorliegende Erfindung, wie sie in den unabhängigen Ansprüchen 1 und 3 und den jeweiligen abhängigen Ansprüchen definiert ist, zu vollenden.
Eine erste Erfindung stellt ein kaltgewalztes Stahlblech zur Verfügung, das hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften besitzt und eine Zugfestigkeit von weniger als 440 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis YR von weniger als 70 % aufweist, wobei das Stahlblech in der Masse umfasst: nicht mehr als 0,15 % Kohlenstoff; nicht mehr als 0,4 % Silizium, nicht mehr als 2,0 % Mangan; nicht mehr als 0,04 % Phosphor; nicht mehr als 0,02 % Schwefel; nicht mehr als 0,02 % Aluminium; und 0,0050 % bis 0,025 % Stickstoff, wobei der Si-Gehalt, der Mn-Gehalt und der P-Gehalt die Beziehung (1) erfüllen: Si + Mn / 5 + 10 P < 0,44 (1)wobei Si, Mn, P den Gehalt des entsprechenden Elements in Massenprozent darstellen. Das Verhältnis N / Al ist nicht geringer als 0,3, der Gehalt von Stickstoff in dem Zustand der festen Lösung ist nicht geringer als 0,0010 %, der Restbestandteil der Zusammensetzung ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlblech besitzt eine Struktur, die die Ferrit-Phase und die Perlit-Phase umfasst, wobei der Flächenanteil, der von der Ferrit-Phase besetzt ist, nicht weniger als 90 % beträgt, und die durchschnittliche Korngröße der Ferrit-Phase nicht mehr als 15 μm beträgt. Vorzugsweise besitzt das kaltgewalzte Stahlblech eine Dicke von nicht mehr als 3,2 mm. Vorzugsweise enthält die erste Erfindung auf Kosten von Fe weiterhin zumindest eine Gruppe, die aus den unten angeführten Gruppen a bis c ausgewählt wird:

Gruppe a: zumindest eines der Elemente Cu, Ni, Mo und Cr, wobei der gesamte Gehalt nicht mehr als 1,0 % beträgt;
Gruppe b: zumindest eines der Elemente Nb, Ti, und V, wobei der gesamte Gehalt nicht mehr als 0,1 % beträgt; und
Gruppe c: zumindest eines der Elemente Ca und REMs (Seltenerdmetalle), wobei der gesamte Gehalt zwischen 0,0010 % und 0,010 % liegt.

Eine zweite Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs zur Verfügung, das hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften und eine Zugfestigkeit von weniger als 440 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis YR von weniger als 70 % aufweist, wobei das Verfahren umfasst:
einen Warmwalzprozess umfassend: Erhitzen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von nicht weniger als 1000 °C, wobei die Stahlbramme an Masse umfasst: nicht mehr als 0,15 % Kohlenstoff; nicht mehr als 0,4 % Silizium, nicht mehr als 2,0 % Mangan; nicht mehr als 0,04 % Phosphor; nicht mehr als 0,02 % Schwefel; nicht mehr als 0,02 % Aluminium; und 0,0050 % bis 0,025 % Stickstoff, wobei der Si-Gehalt, der Mn-Gehalt und der P-Gehalt die Beziehung (1) erfüllt: Si + Mn / 5 + 10P < 0,44 (1)wobei Si, Mn, P den Gehalt des entsprechenden Elements in Massenprozent darstellen, das Verhältnis N / Al nicht geringer als 0,3 ist, Grobwalzen der erhitzten Bramme zu einem Vorblech; Endwalzen des Vorblechs bei einer Endwalzausgabetemperatur von nicht weniger als 800 °C; und Aufwickeln des resultierenden Vorblechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 650 °C zu einem aufgewickelten warmgewalzten Blech;
einen Kaltwalzprozess, Beizen und Kaltwalzen des resultierenden warmgewalzten Blechs umfassend, um ein kaltgewalztes Blech herzustellen, und
einen Glühprozess des kaltgewalzten Blechs, umfassend: Glühen des resultierenden kaltgewalzten Blechs bei einer Temperatur zwischen der Kristallisationstemperatur und 950 °C über eine Haltezeit von 10 bis 120 Sekunden; Kühlen mit einer Kühlrate von 10 bis 300 °C/s auf einen Temperaturbereich von nicht mehr als 500 °C; und optionale Überalterung in dem Temperaturbereich von 350 °C bis 500 °C über eine Rückhaltezeit von nicht weniger als 20 Sekunden. Diese Vorgänge werden nacheinander ausgeführt. In der zweiten Erfindung wird vorzugsweise vor dem Aufwickeln und nach dem Endwalzen ein Abschrecken mit einer Kühlrate von nicht weniger als 30 °C/s ausgeführt.
In der zweiten Erfindung wird noch bevorzugter ein Nachwalzen oder eine Richtverarbeitung bei einer Dehnung von 1,0 % bis 15 % nach dem Glühprozess des kaltgewalzten Blechs vorgenommen.
Des Weiteren wird ein Vorblech zwischen dem Grobwalzen und dem Endwalzen vorzugsweise mit Vorblechen, die dem Vorblech vorausgehen und nachfolgen, verbunden. In der zweiten Erfindung werden vorzugsweise zwischen dem Grobwalzen und dem Endwalzen ein Vorblechkantenerhitzer zum Erhitzen der Enden des Vorblechs in der Richtung der Breite oder ein Vorblecherhitzer zum Erhitzen der Enden und der gesamten Länge des Vorblechs in der longitudinalen Richtung oder beide verwendet.
Beste Weise, die Erfindung auszuführen
Zuerst werden die Einschränkungen hinsichtlich der Zusammensetzung der Stahlbleche der vorliegenden Erfindung erklärt. Im Weiteren wird Massen-%" einfach mit „%" bezeichnet.
C: nicht mehr als 0,15 %
Kohlenstoff (C) erhöht die Festigkeit der Stahlbleche. Damit die mittlere Korngröße des Ferrits, als der wesentliche Bestandteil der vorliegenden Erfindung, nicht größer als 15 μm ist, und um die gewünschte Festigkeit zu erhalten, beträgt der Kohlenstoffanteil nicht weniger als 0,005 %. Bei einem Kohlenstoffanteil über 0,15 % wird der Gehalt von Karbiden in dem Stahlblech übermäßig, wird die Formbarkeit aufgrund einer herabgesetzten Duktilität verschlechtert, und werden Punktschweißfähigkeit und Bogenschweißfähigkeit signifikant beeinträchtigt. Von dem Gesichtspunkt der Formbarkeit und Schweißfähigkeit her ist Kohlenstoff auf nicht mehr als 0,15 % beschränkt. Von dem Gesichtspunkt der Formpressbarkeit her beträgt der Kohlenstoff anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,08 %. Für eine Verwendung, die eine hohe Duktilität erfordert, beträgt der Kohlenstoffanteil vorzugsweise nicht mehr als 0,05 %.
Si: nicht mehr als 0,4 %
Silizium (Si) ist ein nützliches Element, das in der Lage ist, die Festigkeit von den Stahlblechen zu erhöhen, ohne die Duktilität des Stahls signifikant herabzusetzen. Um einen solchen nützlichen Effekt zu erreichen, beträgt der Si-Gehalt nicht weniger als 0,005 %. Der Si-Gehalt wird der gewünschten Festigkeit entsprechend geeignet angepasst. Auf der anderen Seite erhöht Silizium den Transformationspunkt während des Warmwalzens signifikant, wodurch es schwierig wird, die gewünschte Qualität und Form zu gewährleisten, und es beeinträchtigt das Aussehen der Stahlblechoberfläche, d.h. die Oberflächeneigenschaften, die chemische Umsatzfähigkeit und ähnliches. In der vorliegenden Erfindung wird der Si-Gehalt auf nicht mehr als 0,4 beschränkt. Bei einem Si-Gehalt von nicht mehr als 0,4 % kann eine signifikante Erhöhung des Transformationspunkts durch Anpassen des Gehalts zusätzlichen Mangans verhindert werden, und es können zufriedenstellende Oberflächeneigenschaften sicher erhalten werden. Für Verwendungen, in denen ein gutes Aussehen besonders gefordert wird, beträgt der Si-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,2 %.
Mn: nicht mehr als 2.0 %
Mangan (Mn) ist für das Vermeiden von Warmbrüchigkeit wirksam und wird vorzugsweise entsprechend dem Schwefelanteil zugeführt. Mangan trägt sehr zu der Ausbildung feiner Körner bei, was ein wesentliches Erfordernis der vorliegenden Erfindung darstellt, und wird vorzugsweise vorsätzlich zugeführt, um die Materialeigenschaften zu verbessern. In der Hinsicht, Schwefel stabil zu binden, sollte der Mn-Gehalt bei nicht weniger als 0,2 % liegen. Des Weiteren erhöht Mangan die Festigkeit der Stahlbleche. In dem Fall, in dem eine relativ hohe Festigkeit erforderlich ist, beträgt der Mn-Gehalt nicht weniger als 1,2 % und noch bevorzugter nicht weniger als 1,5 %. Wenn der Mn-Gehalt auf solche Niveaus erhöht wird, können die Schwankungen in den Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften und in den mechanischen Eigenschaften der Stahlbleche entsprechend den Schwankungen in den Herstel lungsbedingungen, wie den Warmwalzbedingungen, minimiert werden, wodurch die Qualität wirksam gewährleistet wird.
Zudem verringert Mangan den Transformationspunkt während des Warmwalzens. Wenn es zusammen mit Silizium verwendet wird, kann der Erhöhung des Transformationspunkts, die durch das Silizium verursacht wird, entgegengewirkt werden. Insbesondere bei Produkten mit einer geringen Blechdicke werden die Qualität und die Form leicht durch die Änderung des Transformationspunkts verändert. Dem gemäß sind der Mangananteil und der Siliziumanteil exakt auszubalancieren. Mit Blick auf das oben Ausgeführte ist M/Si vorzugsweise nicht kleiner als 3,0.
Bei einem hohen Mn-Gehalt, der 2,0 % übersteigt, besteht die Tendenz, dass der Verformungswiderstand des Stahlblechs bei erhöhten Temperaturen steigt und die Punktschweißfähigkeit und Formbarkeit der geschweißten Bereiche abnimmt. Außerdem besteht eine Tendenz einer starken Verringerung der Duktilität, da die Ausbildung von Ferrit behindert wird. Dem gemäß ist der Mn-Gehalt auf nicht mehr als 2,0 % beschränkt. Für Verwendungen, in denen eine hohe Korrosionswiderstandsfähigkeit und Formbarkeit erforderlich sind, beträgt der Mn-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 1,7 %.
P: nicht mehr als 0,04 %
Phosphor (P) trägt zu dem Festlösungshärten des Stahls bei. Der P-Gehalt beträgt vorzugsweise nicht mehr als 0,001 %, um einen solchen Effekt zu erreichen und wird geeignet gemäß der gewünschten Festigkeit geeignet angepasst. Der P-Gehalt beträgt 0,015 %, um eine starke Erhöhung der Festigkeit durch Festlösungshärten zu erreichen. Bei einem übermäßigen P-Gehalt wird der Stahl brüchig, und dadurch wird die Außenbördelverarbeitbarkeit des Stahlblechs verschlechtert. Da die Tendenz besteht, dass der Phosphor in dem Stahlblech abgeschieden wird, werden die geschweißten Bereiche brüchig. Dem gemäß wird der P-Gehalt auf nicht mehr als 0,04 beschränkt. In dem Fall, in dem die Außenbördelverarbeitbarkeit und die Widerstandsfähigkeit der geschweißten Bereiche besonders wichtig sind, beträgt der P-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,02 %.
Si, Mn, P: der Bereich, der die Beziehung (1) erfüllt: Si + Mn / 5 + 10 P < 0,44 (1)wobei Si, Mn, P den Gehalt des entsprechenden Elements in Massenprozent darstellen.
Silizium, Mangan und Phosphor erhöhen allesamt die Festigkeit durch Festlösungshärten. Da die Struktur der vorliegenden Erfindung auf die Struktur beschränkt ist, die die Ferrit-Phase und die Perlit-Phase umfasst, und die Zugfestigkeit auf weniger als 440 MPa beschränkt ist, ist der Gehalt an Si, Mn und P auf den Bereich beschränkt, der sowohl die oben beschriebenen Einschränkungen als auch die Beziehung (1) erfüllt. Wenn die linke Seite der Beziehung (1), d.h. A = Si + Mn / 5 + 10 P, 0,44 oder mehr beträgt, wird die Festigkeit übermäßig erhöht, und es kann die gewünschte Duktilität nicht erreicht werden. Außerdem werden dann eine Verschlechterung der Schweißfähigkeit des Stahls und des Aussehens der Stahlblechoberfläche auftreten.
Wenn auch der genaue Mechanismus unbekannt ist, werden die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften verschlechtert, wenn der Wert A bei 0,44 oder darüber liegt. Um hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften zu gewährleisten, sollte der Wert A niedriger als 0,44 sein.
S: nicht mehr als 0,02 %
Schwefel (S) ist als ein Einschluss in dem Stahlblech vorhanden und verursacht eine Verschlechterung der Duktilität und der Korrosionswiderstandsfähigkeit des Stahlblechs. In der vorliegenden Erfindung ist der S-Gehalt auf nicht mehr als 0,02 % beschränkt. Für Verwendungen, die eine besonders große Verarbeitungsfähigkeit erfordern, beträgt der S-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,015 %. Für den Fall, dass eine hohes Niveau an Außenbördelverarbeitbarkeit erforderlich ist, beträgt der S-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,008 %. Um die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften geeigneter Weise auf einem hohen Niveau zu halten, wird der S-Gehalt vorzugsweise auf nicht mehr als 0,008 % verringert, wenn auch der genaue Mechanismus nicht bekannt ist.
Al: nicht mehr als 0,02
Aluminium (Al) wirkt effektiv als ein Deoxidationsmittel und verbessert die Reinheit des Stahls. Aluminium trägt auch zu der Feinstruktur des Stahlblechs bei. In der vorliegenden Erfindung beträgt der Al-Gehalt nicht weniger als 0,001 %. Auf der anderen Seite wird ein übermäßiger Al-Gehalt die Stahlblechoberflächeneigenschaften verschlechtern. Zudem wird der gelöste Stickstoff, der den wesentlichen Bestandteil der vorliegenden Erfindung bildet, verringert, wodurch ein Mangel von gelöstem Stickstoff, der zu der Reckalterungshärtungserscheinung beiträgt, und Schwankungen in den Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften, die das Merkmal der vorliegenden Erfindung sind, verursacht werden. Mit Hinsicht auf das oben Angeführte wird in der vorliegenden Erfindung der Al-Gehalt auf nicht mehr als 0,02 % beschränkt, was gering ist. In Hinsicht des Gewährleistens der Materialeigenschaften beträgt der Al-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,015 %.
N: 0,0050 % bis 0,025 %
Stickstoff (N) erhöht die Festigkeit des Stahlblechs durch Festlösungshärten und Reckalterungshärten und ist in der vorliegenden Erfindung das wichtigste chemische Element. Stickstoff verringert auch den Transformationspunkt des Stahls und kann geeignet für das Walzen dünner Platten verwendet werden, das nicht mit einer Temperatur, die signifikant niedriger als der Transformationspunkt ist, kompatibel ist, wodurch er zu stabilen Arbeitsabläufen beiträgt. In der vorliegenden Erfindung werden der N-Gehalt und die Herstellungsbedingungen geeignet gesteuert, um eine hinreichende Menge an gelöstem Stickstoff in den kaltgewalzten Produkten oder plattierten Produkten zu gewährleisten. Dieses garantiert eine hinreichende Erhöhung in der Festigkeit (YS und TS), die durch das Festlösungsfestigen verursacht wird, und somit können die Anforderungen an die Reckalterungshärtung und die mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung, d.h. der Einbrennhärtungszuwachs (BH-Inkrement) von nicht weniger als 80 MPa und der Zugfestigkeitszuwachs (ΔTS) von nicht weniger als 40 MPa, sicher erfüllt werden.
Bei einem N-Gehalt von weniger als 0,0050 % wird der oben beschriebene Effekt der Festigkeitserhöhung nicht stabil erreicht. Bei einem N-Gehalt, der 0,025 % übersteigt, werden die interne Defektrate und die Oberflächendefektrate des Stahlblechs groß. Zudem treten während des Stranggießens häufig Brüche in der Bramme auf. Mit Blick auf das oben Angeführte wird der N-Gehalt auf den Bereich zwischen 0,0050 und 0,025 % festgesetzt. Von dem Gesichtspunkt des Verbesserns der Streckung und der Stabilität des Materials in dem gesamten Herstellungsprozess her liegt der N-Gehalt vorzugsweise in dem Bereich von 0,0070 % bis 0,020 %. Der Stickstoff wird die Schweißfähigkeit, wie die Punktschweißfähigkeit und die Bogenschweißfähigkeit, nicht beeinträchtigen, wenn er auf den Gehaltsbereich der vorliegenden Erfindung beschränkt wird.
N in dem Zustand der festen Lösung: nicht weniger als 0,0010 %
Damit gewährleistet ist, dass die kaltgewalzten Produkte eine hinreichende Festigkeit aufweisen, und um ein hinreichendes Reckalterungshärten durch Stickstoff (N) zu erreichen, darf der Gehalt (die Konzentration) des Stickstoffs in dem Zustand der festen Lösung (auch als „gelöster Stickstoff" bezeichnet) in dem Stahlblech nicht geringer als 0,0010 % sein.
Die Menge des gelösten Stickstoffs wird durch Subtrahieren der Menge des ausgefällten Stickstoffs von der gesamten Menge des Stickstoffs in dem Stahl bestimmt. Für das Verfahren des Analysierens der Menge des ausgeschiedenen Stickstoffs ist gemäß den Ergebnissen aus vergleichenden Untersuchungen verschiedener Analyseverfahren, die von den Erfindern unternommen wurden, eine Elektroausscheidungsanalyse unter Verwendung von Chronoamperometrie wirkungsvoll. Für das Verfahren des Auflösens des Basisstahls, das in der Ausscheidungsanalyse verwendet wird, sind ein Säureauflösungsverfahren, ein Halogenverfahren und ein elektrolytisches Scheidungsverfahren verfügbar. Das elektrolytische Verfahren kann den Basisstahl stabil auflösen, ohne hochgradig instabile mikroskopische Ausfällanteile wie Karbide und Nitride abzuscheiden. Um eine Elektrolyse bei einem konstanten Potential auszuführen, wird ein Elektrolyt auf Acetylaceton-Basis verwendet. In der vorliegenden Erfindung zeigt die mithilfe der Chronoamperometrie gemessene Men ge des ausgefällten Stickstoffs die beste Übereinstimmung mit dem tatsächlichen Komponentenanteil.
Mit Blick auf das oben Angeführte wird in der vorliegenden Erfindung die Menge des Stickstoffs in dem Rückstand durch chemische Analyse des Rückstands, der durch die Chronoamperometrie ausgeschieden wird, gemessen und als Menge des ausgefällten Stickstoffs definiert.
Um größere BH-Inkremente und größere ΔTS zu erreichen, beträgt der Gehalt des gelösten Stickstoffs vorzugsweise nicht weniger als 0,0020 % und für noch größere BH-Inkremente und ΔTS nicht weniger als 0,0030 %.
N / AL (das Verhältnis des N-Gehalts zu dem Al-Gehalt): nicht weniger als 0,3
Damit der gelöste Stickstoff in dem Produkt mit einem Gehalt von nicht weniger als 0,0010 % stabil verbleibt, ist eine Begrenzung des Aluminiumanteils, der Stickstoff stark bindet, notwendig. Untersuchungen der Stahlbleche, in denen die Kombination des N-Gehalts und des Al-Gehalts innerhalb der Zusammensetzungsbereiche der vorliegenden Erfindung stark variieren, zeigen, dass, damit der Gehalt des gelösten Stickstoffs in den kaltgewalzten Produkten und den Plattenprodukten nicht weniger als 0,0010 % beträgt, N / Al nicht geringer als 0,3 sein darf, wenn der Al-Gehalt so niedrig gehalten wird, dass er nicht mehr als 0,02 % beträgt. In anderen Worten ist der Al-Gehalt auf nicht mehr als (N-Gehalt)/ 0,3 beschränkt.
In der vorliegenden Erfindung ist vorzugsweise zusätzlich zu den oben beschriebenen Komponenten zumindest eine der unten angegebenen Gruppen a bis c enthalten:

Gruppe a: zumindest eines der Elemente Cu, N, Br und Mo, mit einem Gesamtgehalt von nicht mehr als 1,0 %;
Gruppe b: zumindest eines der Elemente Nb, Ti und V, mit einem Gesamtgehalt von nicht mehr als 0,1 %; und
Gruppe c: zumindest eines der Elemente Ca und REMs (Seltenerdmetalle), wobei der gesamte Gehalt zwischen 0,0010 % und 0,010 % liegt.

Elemente der Gruppe a:
Kupfer (Cu), Nickel (Ni), Chrom (Cr) und Molybdän (Mo) tragen zu der Erhöhung der Festigkeit bei, ohne signifikant die Duktilität des Stahlblechs zu verringern. Ein solcher Effekt kann mit einem Ni-Gehalt von nicht weniger als 0,01 %, einem Cr-Gehalt von nicht weniger als 0,01 % und einem Mo-Gehalt von nicht weniger als 0,01 % erreicht werden. Sie können je nach Erfordernis allein oder in Kombination verwendet werden. Bei übermäßigen Mengen erhöht sich der Verformungswiderstand bei erhöhten Temperaturen, wodurch sich im Weiteren Sinne die chemische Umsatzfähigkeit und Oberflächenbehandlungsfähigkeit verschlechtern. Mit Blick auf das oben Angeführte beträgt der Gesamtgehalt des Elements (der Elemente) der Gruppe a vorzugsweise nicht mehr als 1,0 %.
Elemente der Gruppe b:
Niob (Nb), Titan (Ti) und Vanadium (V) tragen dazu bei, feine und homogene Körner auszubilden. Ein solcher Effekt kann bei einem Nb-Gehalt von nicht weniger als 0,002 %, einem Ti-Gehalt von nicht weniger als 0,002 % und einem V-Gehalt von nicht weniger als 0,002 % erreicht werden. Sie können je nach Erfordernis allein oder in Kombination verwendet werden. Bei übermäßigen Mengen erhöht sich der Verformungswiderstand bei erhöhten Temperaturen, wodurch sich im Weiteren Sinne die chemische Umsatzfähigkeit und Oberflächenbehandlungsfähigkeit verschlechtern. Mit Blick auf das oben Angeführte beträgt der Gesamtgehalt des Elements (der Elemente) der Gruppe b vorzugsweise nicht mehr als 0,1 %.
Elemente der Gruppe c:
Calcium (Ca) und Seltenerdmetallelemente (REMs) helfen bei der Kontrollierung der Formen der Einschlüsse. Die Verwendung dieser Elemente allein oder in Kombination wird besonders für den Fall bevorzugt, dass eine hohe Außenbördelformbarkeit erforderlich ist. Bei einem Gesamtgehalt des Elements (der Elemente) der Gruppe c von weniger als 0,0010 % ist die Wirkung auf die Steuerung der Formen der Einschlüsse nicht hinreichend. Wenn auf der anderen Seite der Gesamtgehalt 0,010 % überschreitet, werden Oberflächendefekte bemerkbar. Mit Blick auf das oben Angeführte ist der Gesamtgehalt des Elements (der Elemente) der Gruppe c vorzugsweise auf den Bereich von 0,0010 % bis 0,010 % beschränkt.
Im Weiteren wird die Struktur des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Flächenanteil der Ferrit-Phase: nicht weniger als 90 %
Es ist beabsichtigt, dass das kaltgewalzte Blech der vorliegenden Erfindung als Stahlblech für Kraftfahrzeuge, die eine hohe Verarbeitungsfähigkeit erfordern, verwendet wird. Um die geforderte Duktilität zu gewährleisten, enthält die Struktur desselben die Ferrit-Phase mit einem Flächenanteil von nicht weniger als 90 %. Wenn der Flächenanteil der Ferrit-Phase weniger als 90 % beträgt, wird die Duktilität, wie sie für ein Stahlblech für Kraftfahrzeuge erforderlich ist, kaum erreicht. Des Weiteren werden, auch wenn die Einzelheiten des Mechanismus unbekannt sind, gute Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften bei einem Flächenanteil der Ferrit-Phase von weniger als 90 % nicht stabil erreicht. Die andere Phase, die nicht die Ferrit-Phase darstellt, ist die Perlit-Phase.
Durchschnittliche Korngröße der Ferrit-Phase: nicht mehr als 15 μm
In der vorliegenden Erfindung wird die größere Korngröße der Korngröße, die aus Schnittbildern der Struktur mithilfe über ASTM gesteuerte Stereometrie errechnet wird, und der nominalen Korngröße, die aus den Schnittbildern der Struktur durch das durch ASTM gesteuerte Schnittverfahren (siehe z.B. Umemoto et al.: NETSUSHORI, Bd. 24 (1984), 333) erhalten wird, als der Kristalldurchmesser in der vorliegenden Erfindung ausgewählt.
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung enthält als Produkt eine vorherbestimmte Menge an gelöstem Stickstoff. Die von den Erfindern vorgenommenen Untersuchungen und Prüfungen zeigen, dass die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften für eine durchschnittliche Korngröße der Ferrit-Phase in dem Ferrit und der Perlit-Struktur oberhalb von 15 μm stark variieren, selbst wenn die Menge an gelös tem Stickstoff auf dem vorherbestimmten Niveau gehalten wird. Zudem ist eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften nach einer Lagerung bei Raumtemperatur signifikant. Auch wenn die Einzelheiten des Mechanismus zur Zeit nicht bekannt sind, wird angenommen, dass einer der Gründe für die Schwankungen der Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften mit der Korngröße zusammenhängt und somit für die Abscheidung und Ausfällung von Legierungselementen in den Korngrößen und die Effekte der Verarbeitung und der Wärmebehandlung relevant ist. Um die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften zu gewährleisten, darf die mittlere Korngröße der Ferrit-Phase 15 μm nicht überschreiten. Um den Glühhärtungszuwachs und ΔTS stabil zu erhöhen, beträgt die mittlere Korngröße nicht mehr als 12 μm.
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung und Struktur weist hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften auf und zeigt eine Zugfestigkeit TS von weniger als 440 MPa.
Bei der Regulierung der Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften ist die Vorspannung (Vorverformung) der wichtige Faktor. Die Erfinder haben den Effekt der Vorspannung auf die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften untersucht, indem sie Arten der Verformung, denen Stahlbleche für Kraftfahrzeuge unterliegen, in Betracht zogen. Die Erfinder haben herausgefunden, dass der Effekt der Vorspannung, außer für den Fall erheblichen Tiefziehens, als einachsig konvertierte Spannung eingestuft werden kann. Die Erfinder haben ebenfalls herausgefunden, dass in tatsächlichen Komponenten die einachsig konvertierte Spannung 5 % überschreitet, und dass die Komponentenfestigkeit eine gute Übereinstimmung mit der Festigkeit zeigt, die nach der Reckalterung bei einer Vorspannung von 5 % erreicht wird. Daher wird in der vorliegenden Erfindung die Vorverformung während des Reckalterungsprozesses mit einer Zugspannung von 5 % ausgeführt.
Die Standardbedingung ist für den konventionellen Farbeinbrennprozess durch eine Temperatur von 170 °C, gehalten über 20 Minuten, gegeben. Für den Fall, dass eine Spannung von nicht weniger als 5 % an dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung, das eine große Menge an gelöstem Stickstoff enthält, angelegt wird, wird selbst durch die moderate (niedrige Temperatur) Alterungsbehandlung eine Härtung erreicht. In anderen Worten können lockere Bedingungen an die Alterung gestellt werden. Des Weiteren ist im allgemeinen ein Erhitzen auf eine höhere Temperatur und Halten der Temperatur ü ber eine längere Zeit für das Erreichen einer größeren Härtung wirksam, solange nicht aufgrund einer übermäßigen Alterung eine Enthärtung eintritt.
Um genauer zu sein, beträgt für das erfindungsgemäße Stahlblech die untere Grenze der Erwärmungstemperatur, für die nach der Vorverformung eine bemerkbare Härtung erreicht wird, etwa 100 °C. Für eine Erwärmungstemperatur, die 300 °C übersteigt, wird keine bemerkbare Verbesserung der Härtung beobachtet. Bei einer Temperatur, die 400 °C übersteigt, besteht die Tendenz, dass das Stahlblech weicher wird, und es werden das Auftreten von Verziehung aufgrund von Wärme und Anlauffarbe bemerkbar. Was die Haltezeit anbelangt, wird in vielen Fällen eine hinreichende Härtung für eine Erwärmungstemperatur von etwa 200 °C, gehalten über 30 Sekunden, erreicht. Für eine stabilere Härtung beträgt die Haltezeit vorzugsweise nicht weniger als 60 Sekunden. Für eine Haltezeit, die 20 Minuten übersteigt, wird keine weitere Verbesserung der Härtung beobachtet, sondern es wird die Produktionseffizienz signifikant zur Inpraktikabilität verschlechtert.
In Hinsicht auf das oben Angeführte werden in der vorliegenden Erfindung konventionelle Farbeinbrennbedingungen für die Alterungsbedingungen für die Auswertung verwendet, gemäß denen die Erwärmungstemperatur von 170 °C für 20 Minuten gehalten wird. Das erfindungsgemäße Stahlblech erhält stabil einen hohen Grad an Härtung unter den Alterungsbedingungen des Niedertemperaturerwärmens und eine kürzere Haltezeit, für die kein konventionelles Stahlblech für Farbeinbrennen einen hinreichenden Grad an Härtung erhält. Der Wahl der Erwärmungsverfahren sind keine Grenzen gesetzt. Beispiele für bevorzugte Erwärmungsverfahren sind Erwärmen in Luft unter Verwendung eines Heizgeräts für Standard-Farbeinbrennen, Induktionsheizung, Nichtoxidations-Heizung, Laserheizung und Plasmaheizung.
Die Kraftfahrzeugkomponenten benötigen eine hinreichende Festigkeit, um komplexen Spannungsbelastungen von außerhalb zu widerstehen. Dem gemäß sind die Festigkeitseigenschaften sowohl des Niedrigspannungsbereichs als auch des Hochspannungsbereichs in dem materiellen Stahlblech wichtig. In Hinsicht auf das oben Angeführte haben die Erdfinder bestimmt, dass das erfindungsgemäße Stahlblech als Material für die Kraftfahrzeugskomponenten ein BH-Inkrement von nicht weniger als 80 MPa und ein ΔTS von nicht weniger als 40 MPa aufweist. Vorzugsweise beträgt das BH-Inkrement nicht weniger als 100 MPa, und ist ΔTS nicht geringer als 50 MPa. Um das BH-Inkrement und ΔTS zu verbessern, kann die Erwärmungstemperatur während der Alterung erhöht werden und/oder kann die Haltezeit länger sein.
Das erfindungsgemäße Stahlblech wird sich vor der Formung nicht durch Alterung (eine Erscheinung, bei der sich die YS erhöht und EI, d.h. die Dehnung, sich erniedrigt), nachdem es bei Raumtemperatur für ungefähr ein Jahr stehend gelagert worden ist, verschlechtern. Dieses ist ein deutlicher Vorteil der vorliegenden Erfindung, wie er in dem bekannten Stand der Technik nicht erzielt wird.
Die Wirkungen der vorliegenden Erfindung können in dem Stahlblech aufgezeigt werden, das eine relativ große Dicke des produzierten Blechs aufweist. Bei einer Dicke des produzierten Blechs von über 3,2 mm kann jedoch eine geeignete Kühlrate während des Glühprozesses des kaltgewalzten Stahlblechs nicht aufrechterhalten werden, tritt eine Reckalterung während des Stranggießens auf, und es werden kaum die Ziel-Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften für das Produkt erreicht. Somit beträgt die Dicke des erfindungsgemäßen Stahlblechs vorzugsweise nicht mehr als 3,2 mm.
In der vorliegenden Erfindung kann Elektroplattieren oder Heiss-Eintauchplattieren auf der Oberfläche des oben beschriebenen, erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlblechs ausgeführt werden. Das resultierende plattierte Stahlblech wird denselben Grad an TS, BH-Inkrement und ΔTS zeigen. Beispiele für geeignetes Plattieren sind Elektrogalvanisieren, Heiss-Eintauchgalvanisieren, legierendes Heiss-Eintauchgalvanisieren, Heiss-Eintauch-Aluminiumplattieren, elektrisches Zinnplattieren, elektrisches Chromplattieren und elektrisches Nickelplattieren.
Im Weiteren wird ein Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlblechs beschrieben.
Das erfindungsgemäße Stahlblech wird im wesentlichen hergestellt, durch hintereinanderfolgendes Ausführen von: einem Warmwalzprozess des Herstellens eines warmgewalzten Blechs, wobei der Prozess Grobwalzen einer erwärmten Stahlbramme mit der oben beschriebenen Zusammensetzung zum Herstellen eines Vorblechs, Endwalzen des resultierenden Vorblechs und Aufwickeln des Vorblechs enthält; einem Kaltwalzprozess zum Herstellen eines kaltgewalzten Blechs, wobei der Prozess Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs enthält; und einem Glühprozess des kaltgewalzten Blechs, der kontinuierliches Kühlen und Alterung des kaltgewalzten Blechs enthält.
Die bei dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren verwendete Bramme wird vorzugsweise durch Stranggießen hergestellt, um eine Makroausscheidung der Komponenten zu verhindern. Alternativ können ein Gussblockherstellungsverfahren oder ein Dünnbrammen-Stranggießverfahren verwendet werden. Die vorliegende Erfindung kann auf einen Standardprozess des Kühlens der hergestellten Bramme auf Raumtemperatur und Wiedererhitzen der Bramme und auf eine energiesparenden Prozess, wie direktes Walzen, wobei eine heiße Bramme ohne Kühlen in einen Ofen eingeführt wird oder nach einer kurzen Zeitspanne der Wärmeisolierung direkt gewalzt wird, angewendet werden. Das direkte Walzen ist besonders nützlich, um gelösten Stickstoff wirksam zu binden, da bei diesem Prozess die Ausfällung von Stickstoff verzögert wird.
Als erstes werden Einschränkungen der Bedingungen des Warmwalzprozesses erklärt.
Brammenheiztemperatur: nicht weniger als 1.000 °C
Die Brammenheiztemperatur beträgt vorzugsweise nicht weniger als 1.000 °C, um in dem Anfangszustand eine notwendige und hinreichende Menge an gelöstem Stickstoff und um die Zielmenge an gelösten Stickstoff, d.h. nicht weniger als 0,0010 % in dem Endprodukt, zu gewährleisten. Aus der Sicht heraus, einen erhöhten Verlust durch eine Erhöhung des Oxidationsgewichts zu verhindern, beträgt die Brammenheiztemperatur vorzugsweise nicht mehr als 1.280 °C. Die unter den oben beschriebenen Bedingungen erhitzte Bramme wird durch Grobwalzen in ein Vorblech überführt. Das Grobwalzen kann unter bekannten Standardbedingungen ausgeführt werden, d.h. es müssen keine besonderen Einschränkungen auferlegt werden. Es wird eine kürzere Verarbeitungszeit bevorzugt, um die erforderliche Menge an gelöstem Stickstoff zu gewährleisten.
Als nächstes wird das Vorblech endgewalzt, um ein warmgewalztes Blech herzustellen.
In der vorliegenden Erfindung wird ein Vorblech zwischen dem Grobwalzen und Endwalzen vorzugsweise mit anderen Vorblechen, die diesem Vorblech vorangehen und nachfolgen, verbunden, um ein kontinuierliches Endwalzen zu ermöglichen. Beispiele für bevorzugte Verbindungsverfahren sind Druckschweißen, Laserschweißen und Elektronenstrahlschweißen.
Dadurch wird der Anteil, der von den nichtstationären Teilen besetzt wird, d.h. die vordere Spitze und die hintere Spitze des Werkstücks, verringert, die die Tendenz aufweisen, während des Endwalzens und nachfolgenden Kühlens Unregelmäßigkeiten in ihrer Form zu zeigen, wird die stabile Walzlänge, d.h. die kontinuierliche Länge, bis zu der dieselben Walzbedingungen benutzt werden können, und die stabile Kühllänge, d.h. die kontinuierliche Länge, bis zu der Kühlung unter Anwendung von Zug ausgeführt werden kann, erhöht, und wird die Streckung und die Genauigkeit von Formen und Abmessungen verbessert. Außerdem kann Schmierwalzen eines dünnen und breiten Stahlbands ausgeführt werden, das aufgrund schlechter Walzeigenschaften und Schneideeigenschaften bei dem bekannten Walzen, in dem das Walzen Blech für Blech ausgeführt wird, schwierig durchzuführen ist. Somit wird die Walzbelastung und der Walzdruck verringert, wodurch die Haltbarkeit der Walzen erhöht wird.
In der vorliegenden Erfindung werden vorzugsweise zwischen dem Grobwalzen und dem Endwalzen ein Vorblechkantenerhitzer zum Erhitzen der Enden des Vorblechs in der Richtung der Breite oder ein Vorblecherhitzer zum Erhitzen der Enden des Vorblechs in der longitudinalen Richtung oder beide verwendet, um eine gleichförmige Temperaturverteilung in der Richtung der Breite und der longitudinalen Richtung des Vorblechs zu erreichen. Auf diese Weise werden die Schwankungen der Materialeigenschaften weiter vermindert. Der Vorblechkantenerhitzer und der Vorblecherhitzer sind vorzugsweise von einem induktionserhitzenden Typs, um einen stabilen Betrieb zu erreichen.
Im Betrieb wird zuerst der Temperaturunterschied entlang der Richtung der Breite unter Verwendung des Vorblechkantenerhitzers korrigiert. Zu dieser Zeit wird der Erhitzer vorzugsweise so eingestellt, dass der Temperaturverteilungsbereich in der Richtung der Breite nicht mehr als ungefähr 20 °C beim Ausgang des Endwalzens beträgt, auch wenn die Einstellung in Abhängigkeit von der Zusammensetzung des Stahls unterschiedlich sein kann. Sodann wird der Temperaturunterschied in der longitudinalen Richtung unter Verwendung des Vorblecherhitzers eingeregelt. Zu dieser Zeit wird der Erhitzer vorzugsweise so eingestellt, dass die Temperatur an den Enden in der longitudinalen Richtung 20 °C bis 40 °C höher ist als in dem zentralen Bereich.
Endwalzenausgabetemperatur: nicht weniger als 800 °C
Die Temperatur FDT bei der Ausgabe des Endwalzens wird auf nicht weniger als 800 °C festgesetzt, um ein Stahlblech herzustellen, das eine homogene und feine Struktur aufweist. Bei einer Endwalzenausgabetemperatur von weniger als 800 °C wird die Struktur aufgrund der Entstehung eines Perlit-Bandes inhomogen, und es kann in einigen Bereichen eine Struktur aufgrund der Verarbeitung übrigbleiben. Dass eine Struktur aufgrund der Verarbeitung übrigbleibt, kann durch die Verwendung höherer Aufwickeltemperaturen vermieden werden. Bei höheren Aufwickeltemperaturen werden jedoch die Körner gröber, nimmt die Menge an gelöstem Stickstoff ab und zeigen die mechanischen Eigenschaften eine größere ebene Anisotropie. Die Temperatur FDT beträgt vorzugsweise nicht weniger als 820 °C, um die mechanischen Eigenschaften weiter zu verbessern.
Kühlen nach dem Endwalzen: Abschrecken bei einer Kühlrate von nicht weniger als 30 °C/s nach dem Fertigstellen den Endwalzens
Nach dem Endwalzen kann eine Luftkühlung vorgenommen werden. Vorzugsweise wird nach dem Endwalzen eine Abschreckung mit einer durchschnittlichen Kühlrate von nicht weniger als 30 °C/s ausgeführt. Unter solchen Bedingungen kann der Hochtemperaturbereich, bei dem AIN ausfällt, unterdrückt werden, um Stickstoff wirksam in dem Zustand einer festen Lösung zu binden.
Aufwickeltemperatur: nicht kleiner als 650 °C
Wenn die Aufwickeltemperatur CT abnimmt, nimmt die Festigkeit des Stahlblechs zu, wodurch es ermöglicht wird, dass gelöster Stickstoff stabil in dem Stahlblech verbleibt. Um die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften sicher zu verbessern, beträgt die Aufwickeltemperatur nicht mehr als 650 °C. Bei einer Aufwickeltemperatur von weniger als 200 °C wird die Form des aufgewickelten Stahlblechs unregelmäßig, und verschlechtert sich die Homogenität der Materialeigenschaften, was einen Effekt darstellt der in dem tatsächlichen Betriebsablauf nicht bevorzugt wird. Daher beträgt die Aufwickeltemperatur vorzugsweise nicht weniger als 200 °C. Für den Fall, dass die Anforderung an die Homogenität der Materialeigenschaften größer ist, beträgt die Aufwickeltemperatur vorzugsweise nicht weniger als 300 °C und noch bevorzugter nicht weniger als 400 °C.
In dieser Erfindung kann während der Endwalzens Schmierwalzen ausgeführt werden, um die Warmwalzbelastung zu verringern, und um schließlich die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften zu stabilisieren. Das Schmierwalzen weist einen zusätzlichen Effekt dahingehend auf, dass die Formen und die Materialeigenschaften des warmgewalzten Blechs homogener werden. Der Reibungskoeffizient während der Schmierwalzens liegt vorzugsweise in dem Bereich von 0,25 bis 0,10. Die Kombination von Schmierwalzen und kontinuierlichem Walzen führt zu einem verlässlichen Warmwalzablauf.
Das warmgewalzte Blech, das dem oben beschriebenen Warmwalzprozess unterzogen worden ist, wird als nächstes einem Kaltwalzprozess unterzogen, in dem das warmgewalzte Blech einem Beizen und Kaltwalzen unterzogen wird.
Bekannte Standardbedingungen können bei dem Beizen verwendet werden, und es werden keine besonderen Einschränkungen auferlegt. Für den Fall, dass ein signifikant dünnes warmgewalztes Blech kaltgewalzt wird, kann der Kaltwalzprozess direkt ohne Beizen ausgeführt werden.
Bekannte Standardbedingungen können als Kaltwalzbedingungen verwendet werden, und es werden keine besonderen Einschränkungen auferlegt. Um die homogene Struktur zu gewährleisten, beträgt die Kaltreduzierrate vorzugsweise nicht weniger als 40 %. Das kaltgewalzte Blech unterliegt dann einem Glühprozess des kaltgewalzten Blechs, die Schritte kontinuierliches Glühen, Kühlen nach Durchwärmen und optionale Überalterung enthaltend.
Kontinuierliche Glühtemperatur: zwischen der Rekristallisationstemperatur und 950 °C
Die Glühtemperatur während des kontinuierlichen Glühens wird nicht niedriger als die Rekristallisationstemperatur festgesetzt.
Eine Glühtemperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur führt zu unvollständiger Rekristallisation und niedriger Duktilität, auch wenn die Festigkeit zufriedenstellend ist. Dem gemäß weist das Stahlblech eine verschlechterte Formbarkeit auf und kann nicht als Stahlblech für Kraftfahrzeuge verwendet werden. Vorzugsweise beträgt die kontinuierliche Glühtemperatur nicht weniger als 700 °C, um die Formbarkeit weiter zu verbessern. Auf der anderen Seite führt eine kontinuierliche Glühtemperatur oberhalb von 950 °C zu signifikanten Unregelmäßigkeiten in der Form des Stahlblechs. In Hinsicht auf das oben Angeführte wird die kontinuierliche Glühtemperatur auf vorzugsweise zwischen der Rekristallisationstemperatur und 950 °C festgesetzt.
Haltezeit bei der kontinuierlichen Glühtemperatur: 10 bis 120 Sekunden
Die Haltezeit bei der kontinuierlichen Glühtemperatur ist vorzugsweise so kurz wie möglich, um eine feine Struktur und die gewünschte Menge oder mehr an gelöstem Stickstoff zu erhalten. Um einen stabilen Ablauf zu gewährleisten, beträgt die Haltezeit vorzugsweise nicht weniger als 10 Sekunden. Bei einer Haltezeit, die 120 Sekunden überschreitet, wird eine feine Struktur kaum erreicht, und es wird kaum eine hinreichende Menge an gelöstem Stickstoff gewährleistet. In Hinsicht auf das oben Angeführte wird die kontinuierliche Glühtemperatur vorzugsweise für 10 bis 120 Sekunden gehalten.
Kühlen nach dem Durchwärmen: bei einer Kühlrate von 10 bis 300°C/s auf einen Temperaturbereich von nicht mehr als 500 °C
Bei kontinuierlichem Ausglühen ist Kühlen nach dem Durchwärmen für die Herstellung einer feinen Struktur und für das Gewährleisten einer hinreichenden Menge an gelöstem Stickstoff wesentlich. In der vorliegenden Erfindung wird während des Kühlens nach dem Durchwärmen eine kontinuierliche Kühlung mit einer Kühlrate von 10 bis 300°C/s auf einen Temperaturbereich von nicht mehr als 500 °C ausgeführt. Bei einer Kühlrate von weniger als 10 °C/s wird kaum eine feine Struktur erhalten, und es wird kaum eine gewünschte Menge an gelöstem Stickstoff erhalten. Auf der anderen Seite verbleibt bei einer Kühlrate oberhalb von 300 °C/s eine große Menge an gelöstem Kohlenstoff, erhöht sich die Streckfestigkeit YS, und nimmt die Dehnung EI signifikant ab. Zudem werden die Materialeigenschaften in der Richtung der Breite des Stahlblechs weniger homogen. Wenn das Kühlen mit einer Kühlrate von 10 bis 300 °C/s bei einer Temperatur oberhalb von 500 °C beendet wird, kann keine feine Struktur erhalten werden.
Nach dem Kühlen nach dem Durchwärmen kann eine Überalterung ausgeführt werden. Eine Überalterung ist nicht wesentlich, ermöglicht jedoch das Einstellen der Menge des gelösten Kohlenstoffs und der Materialeigenschaften, wie der Streckfestigkeit und Dehnung in Relation zu der Menge des gelösten Kohlenstoffs. Somit kann eine Überalterung vorgenommen werden, wenn sie für die Stabilisierung der Materialeigenschaften notwendig ist.
Überalterung: nicht weniger als 20 Sekunden in dem Temperaturbereich von 350 °C bis 500 °C
Durch eine Überalterung kann die Menge des gelösten Kohlenstoffs verringert werden, während die Menge des gelösten Stickstoffs beibehalten wird. Sowohl gelöster Stickstoff als auch gelöster Kohlenstoff sind in der Lage, zu guten Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften zu führen, jedoch tritt signifikant Alterung bei Raumtemperatur auf, wenn die Menge des gelösten Kohlenstoffs groß ist, was eine Verschlechterung der Eigenschaften, wie der Duktilität und Verarbeitbarkeit, zur Folge hat. In der vorliegenden Erfindung wird primär gelöster Stickstoff verwendet, um die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften zu verbessern und hervorragende mechanische Eigenschaften zu erreichen. Bei einer Überalterungstemperatur unterhalb von 350 °C ist die Menge des gelösten Kohlenstoffs nicht hinreichend vermindert. Bei einer Überalterungstemperatur oberhalb von 500 °C, kann keine feine Struktur erhalten werden. Die Wirkung der Überalterung ist bei einer Überalterungszeit von weniger als 20 Sekunden nicht hinreichend. In Hinsicht auf das oben Angeführte wird die Überalterung vorzugsweise in dem Temperaturbereich von 350 °C bis 500 °C über nicht weniger als 20 Sekunden ausgeführt. Die Überalterungszeit beträgt vorzugsweise nicht mehr als 600 Sekunden mit Hinsicht auf die Streckenlänge des Ofens für das kontinuierliche Glühen und anderer Einschränkungen.
In der vorliegenden Erfindung kann eine Richtverarbeitung oder ein Nachwalzen, beide bei einer Dehnung von 1,5 % bis 15 % nach dem Glühprozess des kaltgewalzten Blechs ausgeführt werden. Durch das Ausführen eines Nachwalzens oder einer Richtverarbeitung können freie Fehlstellen neu eingeführt werden, wodurch die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften, wie ein Glühhärtungszuwachs und Zugfestigkeitszuwachs ΔTS, verlässlich verbessert werden. Die Gesamtdehnung beträgt vorzugsweise während des Nachwalzens oder der Richtverarbeitung nicht weniger als 1,5 %. Bei einer Dehnung von unterhalb von 1.5 % erhöht sich die Streckfestigkeit des Stahlblechs, wodurch die Duktilität verschlechtert wird. Die Erfinder haben bestätigt, dass, auch wenn Nachwalzen von einer Richtverarbeitung verschieden ist, hinsichtlich der Wirkungen auf die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften des Stahlblechs keine signifikanten Unterschiede beobachtet werden.
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann für ein plattiertes Stahlblech verwendet werden, auf welchem eine Plattierung oder ein Legieren unternommen wird. Der Zyklus des Erhitzens während der Legierungsbehandlung entspricht der oben beschriebenen Überalterungsbehandlung. Somit verschlechtert sich das resultierende Stahlblech durch Überalterung bei Raumtemperatur nicht und zeigt bemerkenswert verbesserte Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften.
Beispiele
Eine Schmelze mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wurde unter Verwendung eines Konverters hergestellt und wurde durch ein Stranggießverfahren in eine Bramme überführt. Die resultierende Bramme wurde unter Bedingungen, die in Tabelle 2 gezeigt sind, erhitzt, wurde einem Grobwalzen unterzogen, um ein Vorblech mit der in Tabelle 2 gezeigten Dicke herzustellen und wurde durch einen Warmwalzprozess, in dem Endwalzen unter Bedingungen, die in Tabelle 2 gezeigt sind, ausgeführt wurde, in ein warmgewalztes Blech überführt. In einigen Beispielen wurde während des Endwalzens Schmierwalzen ausgeführt. Nach dem Grobwalzen wurde in einigen Beispielen ein Vorblech bei der Ausgabe des Endwalzens mithilfe eines Druckschmelzschweißens mit anderen, einem dem Vorblech folgenden und einem vorausgehenden, Vorblechen verbunden. Die Temperatur wird in einigen Beispielen unter Verwendung eines Vorblechkantenerhitzers zum Erhitzen der Endbereiche in der Richtung der Breite des Vorblechs und eines Vorblecherhitzers zum Erhitzen der Endbereiche in der longitudinalen Richtung des Vorblechs reguliert, wobei beide Erhitzer vom induktionsheizenden Typus sind.
Das resultierende warmgewalzte Blech unterlag dann einem Beizen und einem Kaltwalzprozess, der Kaltwalzen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen umfasst, um ein kaltgewalztes Blech herzustellen. Das resultierende kaltgewalzte Blech unterlag dann einem kontinuierlichen Glühen unter Verwendung eines Ofens zum kontinuierlichen Glühen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen. Dem Glühprozess des kaltgewalzten Blechs folgte ein Nachwalzen. Die Glühtemperatur bei dem konti nuierlichen Glühen lag in sämtlichen Fällen nicht niedriger als die Kristallisationstemperatur.
Es wurden der Gehalt an gelöstem Stickstoff, die Mikrostruktur, die Zugeigenschaften und die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften des resultierenden kaltgewalzten ausgeglühten Blechs untersucht.
(1) Untersuchung des Gehalts an gelöstem N
Der Gehalt an gelöstem N wurde durch Subtrahieren der Menge des ausgefällten N von der Gesamtmenge von N, die durch eine chemische Analyse erhalten wurde, in dem Stahl bestimmt. Die Menge des ausgefällten N wurde durch eine Analyse bestimmt, die die oben beschriebene Chronoamperometrie verwendet.
(2) Mikrostruktur
Es wurde von jedem kaltgewalzten ausgeglühten Blech eine Probe entnommen. Es wurde von dem Querschnitt der Probe in der Richtung orthogonal zu der Walzrichtung, d.h. von dem Querschnittsbereich C, unter Verwendung eines optischen oder eines Elektronenrastermikroskops ein Mikrostrukturbild aufgenommen. Unter Verwendung eines Bildanalysators wurden das Verhältnis und die Art der Struktur untersucht.
Bei der Bestimmung der Korngröße des Ferrits wurden die Korngröße, die aus dem Strukturbild des Querschnittsbereichs in der Richtung orthogonal zu der Walzrichtung, d.h. des Querschnittsbereichs C, unter Verwendung von Stereometrie, die durch ASTM geregelt wurde, berechnet wurde, und die nominale Korngröße, die mithilfe eines Sektionsverfahrens, das durch ASTM geregelt wurde, berechnet wurde, bestimmt, und es wurde die größere der zwei Größen als die Korngröße des Ferrits verwendet.
(3) Zugeigenschaften
Es wurde eine Probe nach dem Japanese Industrial Standard (JIS) Nr. 5 in der Walzrichtung von jedem kaltgewalzten ausgeglühten Blech entnommen und einem Zugtest gemäß den Bestimmungen von JIS Z 2241 bei einer anfänglichen Zugrate von 3 · 10^–3 /s (Kreuzkopfrate 10 mm/Min, konstant) unterzogen, um die Streckfestigkeit YS, die Zugfestigkeit TS und die Dehnung EI zu bestimmen.
(4) Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften
Es wurde eine Probe nach dem Japanese Industrial Standard (JIS) Nr. 5 in der Walzrichtung von jedem kaltgewalzten ausgeglühten Blech entnommen und einer Vorverformung bei einer Zugvorspannung von 5 % unterzogen. Als nächstes wurde eine, einem Farbeinbrennprozess entsprechende, Wärmebehandlung bei einer über 20 Minuten gehaltenen Temperatur von 170 °C ausgeführt. Danach wurde ein Zugtest bei einer anfänglichen Zugrate von 3 · 10^–3 /s ausgeführt, um die Zugeigenschaften nach der Vorverformung und dem Farbeinbrennprozess zu bestimmen, d.h. es wurden die Streckspannung YS_BH und die Zugfestigkeit TS_BH, und das BH-Inkrement = YS_BH – YS_5% und ΔTS = TS_BH – TS berechnet. Hierbei ist YS_5% die Verformungsspannung nach dem Vorverformen des produzierten Blechs bei 5 % Vorspannung, und sind YS_BH und TS_BH die Streckspannung bzw. die Zugfestigkeit nach einer Vorverformungs- und Farbeinbrennbehandlung. Die Zugfestigkeit des produzierten Blechs wird durch TS dargestellt.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Sämtliche Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung zeigen eine hervorragende Duktilität und hervorragende Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften und weisen ausgesprochen große BH-Inkremente und ΔTS auf.
Gewerbliche Anwendbarkeit
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann zu geringen Kosten ohne Unregelmäßigkeiten in der Form ein sehr vielseitig verwendbares kaltgewalztes Stahlblech hergestellt werden, das gute Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften und eine hohe Formbarkeit aufweist, in dem die Streckspannung um 80 MPa und die Zugfestigkeit um 40 MPa durch Vorverformung und Farbeinbrennbehandlung erhöht ist. Somit besitzt die Erfindung einen bemerkenswerten gewerblichen Vorteil. Wenn das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung für Kraftfahrzeugkomponenten verwendet wird, können sowohl die Streckspannung als auch die Zugfestigkeit durch die Farbeinbrennbehandlung oder ähnliches erhöht werden, und können stabile Eigenschaften der Komponenten erreicht werden. Ein weiterer Vorteil ist, dass die Blechdicke des verwendeten Stahlblechs auf eine Dicke von z.B. von 2,0 mm bis 1,6 mm verringert werden kann, was unterhalb der bekannten Bleche liegt, wodurch das Gewicht von Kraftfahrzeugkarosserien verringert wird. Außerdem besitzt die vorliegende Erfindung den bemerkenswerten gewerblichen Vorteil, Warmwalzen von dünnen Blechen zu ermöglichen, ohne den Verformungswiderstand zu erhöhen, da die Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften durch den Zusatz von Stickstoff verbessert werden, welcher den Verformungswiderstand bei erhöhten Temperaturen nicht signifikant erhöht.

Claims

Ein kaltgewalztes Stahlblech mit hervorragenden Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften und eine Zugfestigkeit von weniger als 440 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis YR von weniger als 70 % aufweisend, wobei das Stahlblech an Masse umfasst: 0,005 % bis 0,15 % Kohlenstoff; 0,005 % bis 0,4 % Silizium; 1,2 % bis 2,0 % Mangan; 0,015 % bis 0,04 % Phosphor; 0,0 % bis 0,02 % Schwefel; 0,001 % bis 0,02 % Aluminium; und 0,0050 % bis 0,025 % Stickstoff, worin der Siliziumgehalt, der Mangangehalt und der Phosphorgehalt die unten angegebene Beziehung (1) erfüllen: Si + Mn / 5 +10 P < 0,44 (1)wobei Si, Mn und P den Gehalt in Massenprozent des jeweiligen Elements darstellen, worin das Verhältnis N / Al nicht kleiner als 0,3 ist, der Gehalt an Stickstoff in dem Zustand einer festen Lösung nicht geringer als 0,0010 % ist, Fe und unvermeid bare Verunreinigungen den Restbestandteil der Zusammensetzung darstellen, und worin das Stahlblech eine Struktur besitzt, die die Ferrit-Phase und die Perlit-Phase umfasst, der Flächenanteil, der von der Ferrit-Phase besetzt wird, nicht weniger als 90 % beträgt, wobei die durchschnittliche Korngröße der Ferrit-Phase nicht mehr als 15 μm beträgt.
Das kaltgewalzte Stahlblech gemäß Anspruch 1, weiterhin auf Kosten von Fe zumindest eine aus den unten angegebenen Gruppen a bis c umfassend: Gruppe a: zumindest eines der Elemente Cu, Ni, Mo und Cr, mit einem Gesamtgehalt von nicht mehr als 1,0 %; Gruppe b: zumindest eines der Elemente Nb, Ti und V, mit einem Gesamtgehalt von nicht mehr als 0,1 %; und Gruppe c: zumindest eines der Elemente Ca und Seltenerdmetalle (REMs), mit einem Gesamtgehalt von 0,0010 % bis 0,010%.
Ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs mit hervorragenden Reckalterungshärtbarkeitseigenschaften und eine Zugfestigkeit von weniger als 440 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis YR von weniger als 70 % aufweisend, wobei das Verfahren umfasst: einen Warmwalzprozess, umfassend: Erhitzen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von nicht weniger als 1.000 °C, wobei die Stahlbramme an Masse umfasst: 0,005 % bis 0,15 % Kohlenstoff; 0,005 % bis 0,4 % Silizium; 1,2 % bis 2,0 % Mangan; 0,015 % bis 0,04 % Phosphor; 0,0 % bis 0,02 % Schwefel; 0,001 % bis 0,02 % Aluminium; und 0,0050 % bis 0,025 Stickstoff, worin der Siliziumgehalt, der Mangangehalt und der Phosphorgehalt die Beziehung (1): Si + Mn / 5 + 10 P < 0,44 erfüllen, wobei Si, Mn und P den Gehalt in Massenprozent des jeweiligen Elements darstellen, wobei das Verhältnis N / Al nicht kleiner als 0,3 ist; Endwalzen der erhitzten Bramme zu einem Vorblech; Endwalzen des Vorblechs bei einer Endwalzausgabetemperatur von nicht weniger als 800 °C und Aufwickeln des resultierenden Vorblechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 650 °C zu einem aufgewickelten warmgewalzten Blech, einen Kaltwalzprozess, Beizen und Kaltwalzen des resultierenden warmgewalzten Blechs zum Herstellen eines kaltgewalzten Blechs umfassend, und einen Glühprozess des kaltgewalzten Blechs, umfassend: Glühen des resultierenden kaltgewalzten Blechs bei einer Temperatur zwischen der Kristallisationstemperatur und 950 °C über eine Haltezeit von 10 bis 120 Sekunden; Kühlen mit einer Kühlrate von 10 bis 300 °C/s auf einen Temperaturbereich von nicht mehr als 500 °C; und optionale Überalterung in dem Temperaturbereich von 350 °C bis 500 °C über eine Rückhaltezeit von nicht weniger als 20 Sekunden, worin der Warmwalzprozess, der Kaltwalzprozess und der Glühprozess des kaltgewalzten Blechs nacheinander ausgeführt werden.
Das Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs gemäß Anspruch 3, worin ein Abschrecken mit einer Kühlrate von nicht weniger als 30 °C/s vor dem Aufwickeln und nach dem Endwalzen ausgeführt wird.
Das Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs gemäß Anspruch 3 oder 4, worin nach dem Glühprozess des kaltgewalzten Blechs ein Nachwalzen oder eine Richtverarbeitung bei einer Dehnung von 1,0 % bis 15 % ausgeführt wird.