DE60121162T2 - Kaltgewalztes stahlblech und galvanisiertes stahlblech mit guten reckalterungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür - Google Patents

Kaltgewalztes stahlblech und galvanisiertes stahlblech mit guten reckalterungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür Download PDF

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Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlblech, welches als ein Ausgangsstahlblech für geformte Produkte, wie beispielsweise Bauelemente, mechanische Konstruktionsteile, Kraftfahrzeugkonstruktionsteile, etc., geeignet ist, welches an Positionen verwendet wird, an denen eine Strukturfestigkeit verlangt wird, insbesondere Festigkeit und/oder Steifigkeit bei Verformung, und welches einer Wärmebehandlung zum Erhöhen der Festigkeit nach Verarbeitung, wie beispielsweise Pressen oder dergleichen, unterworfen wird.
  • Bei der vorliegenden Erfindung bedeutet "exzellente Reckalterungseigenschaft", dass bei einer. Alterung unter den Bedingungen Halten bei einer Temperatur von 170°C für 20 min. nach einer Vorverformung mit einer 5%igen Zugverformung, die Zunahme der Verformungsspannung (repräsentiert durch die Menge an BH = Fließspannung nach Alterung – Vorverformungsspannung vor Alterung) nach Alterung 80 MPa oder mehr ist, und dass die Zunahme der Zugfestigkeit (repräsentiert durch ΔTS = Zugfestigkeit nach Alterung – Zugfestigkeit vor Vorverformung) nach Reckalterung (Vorverformung + Alterung) 40 MPa oder mehr ist.
  • Stand der Technik
  • Bei Herstellung eines pressgeformten Produkts aus einem dünnen Stahlblech wird ein Beschichtungs- und Bakingverfahren bei weniger als 200°C als ein Verfahren benutzt, bei welchem ein Material mit niedriger Verformungsspannung vor Pressformen zum Erleichtern des Pressformens und dann nach dem Pressformen gehärtet wird, um die Festigkeit eines Teils zu erhöhen. Als ein Stahlblech für solches Beschichten und Baking wurde ein BH-Stahlblech entwickelt.
  • Beispielsweise offenbart die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 55-141526, ein Verfahren, bei welchem Nb gemäß den Anteilen an C, N und Al eines Stahls hinzugefügt wird, Nb/(gelöstem C + gelöstem N) in Atom.-% ist innerhalb eines bestimmten Bereichs beschränkt, und die Abkühlrate nach einer Glühbehandlung ist kontrolliert, um das gelöste C und gelöste N in einem Stahlblech einzustellen. Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 61-45689, offenbart auch ein Verfahren, bei welchem Bakinghärtbarkeit durch Hinzufügung von Ti und Nb verbessert wird.
  • Um jedoch die Tiefziehbarkeit zu verbessern, wird die Festigkeit der Ausgangsmaterialbleche der oben beschriebenen Stahlbleche verringert und somit sind die Stahlbleche nicht immer als Konstruktionsmaterialien geeignet.
  • Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-25549, offenbart ein Verfahren, bei welchem Bakinghärtbarkeit durch Hinzufügung von W, Cr und Mo allein oder in Kombination zu einem Stahl verbessert wird.
  • Bei den oben beschriebenen konventionellen Verfahren wird die Festigkeit durch Bake-Härtung aufgrund der Wirkungen von geringen Mengen an gelöstem C und gelöstem N in einem Stahlblech erhöht und es ist allgemein bekannt, dass ein BH(Bake-Härtungs)-Stahlblech nur zum Erhöhen der Fließfestigkeit eines Materials, und nicht zum Erhöhen der Zugfestigkeit benutzt wird. Deshalb haben die konventionellen Verfahren nur den Effekt zum Erhöhen der Ausgangsverformungsspannung eines Bauteils und der Effekt zum Erhöhen der Spannung (Zugfestigkeit nach Umformen), welcher zum Verformen über den gesamten Verformungsbereich vom Anfang des Verformens bis zum Ende des Verformens benötigt wird, wird als nicht ausreichend erachtet.
  • Als ein kaltgewalztes Stahlblech mit nach Umformen erhöhter Zugfestigkeit offenbart beispielsweise die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 10-310847, ein legiertes feuerverzinktes Stahlblech mit einer Zugfestigkeitserhöhung von 60 MPa oder mehr durch Wärmebehandlung in dem Temperaturbereich von 200 bis 450°C.
  • Dieses Stahlblech enthält, in Gew.-%, 0,01 bis 0,08% an C und 0,01 bis 3,0% an Mn und wenigstens eine von W, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 0,05 bis 3,0% und ferner enthält es wenigstens eine von 0,005 bis 0,1% an Ti, 0,005 bis 0,1% an Nb und 0,005 bis 0,1% an V gemäß der Nachfrage, und das Mikrogefüge des Stahls besteht aus Ferrit oder hauptsächlich aus Ferrit.
  • Dieses Verfahren umfasst jedoch das Formen eines feinen Carbids in dem Stahlblech durch Wärmebehandlung nach Umformen, um eine während Pressen angelegte Spannungsverschiebung wirksam zu verbreiten, wodurch die Belastungsmenge erhöht wird. Deshalb muss die Wärmebehandlung in dem Temperaturbereich von 220 bis 370°C durchgeführt werden. Es besteht somit das Problem einer notwendigen Wärmebehandlungstemperatur, die höher als herkömmliche Bake-Härtungstemperaturen ist.
  • Außerdem ist es ein sehr wichtiges Problem, dass das Karosseriegewicht eines Kraftfahrzeuges im Hinblick auf die jüngsten Abgasregelungen aufgrund globalen Umweltproblemen verringert wird. Um das Karosseriegewicht eines Kraftfahrzeuges zu verringern, ist es wirksam, die Festigkeit des benutzten Stahlblechs zu erhöhen, d. h. ein hochfestes Stahlblech zu benutzen und das benutzte Stahlblech zu verdünnen.
  • Ein Kraftfahrzeugbauteil, welches ein hochfestes dünnes Stahlblech benutzt, muss eine ausreichende Eigenschaft gemäß ihrer Funktion aufweisen. Die Eigenschaft ist von dem Bauteil abhängig und Beispiele der Eigenschaft enthalten: Einbeulungswiderstand, statische Festigkeit gegenüber Verformung, wie beispielsweise Dehnung, Drehung oder dergleichen, Dauerfestigkeit, Schlagbiegefestigkeit, etc. Von dem für ein Kraftfahrzeugbauteil benutzten hochfesten Stahlblech wird verlangt, dass es exzellent in solch einer Eigenschaft nach Umformen ist. Die Eigenschaften beziehen sich auf die Festigkeit eines Stahlblechs nach Umformen und somit muss die untere Grenze der Festigkeit des benutzten hochfesten Stahlblechs derart festgelegt werden, um Verdünnung zu erzielen.
  • In dem Prozess zum Formen eines Kraftfahrzeugbauteils wird ein Stahlblech andererseits pressgeformt. Wenn das Stahlblech eine übermäßig hohe Festigkeit beim Pressformen aufweist, verursacht das Stahlblech folgende Probleme: (1) Verschlechterung der Formgenauigkeit; (2) Verschlechterung der Duktilität, um somit Risse, Einschnürungen oder dergleichen während Umformen zu verursachen; und (3) Verschlechterung des Einbeulungswiderstandes (Widerstand einer durch eine lokale Druckbelastung erzeugte Einbeulung), wenn die Blechdicke verringert wird. Diese Probleme hemmen die Ausbreitung des hochfesten Stahlblechs an Kraftfahrzeugkarosserien.
  • Als Mittel zum Überwinden dieser Probleme ist ein Stahlblech, bestehend aus sehr niedrigem (ultra-low) Kohlenstoffstahl als ein Ausgangsmaterial für beispielsweise ein kaltgewalztes Stahlblech für eine externe Blechtafel bekannt, in welcher der Anteil an C, der letztendlich in einem Festlösungszustand verbleibt, innerhalb eines geeigneten Bereichs festgelegt wird. Dieser Stahlblechtyp wird während des Pressformens weich gehalten, um die Formgenauigkeit und Duktilität zu gewährleisten und seine Fließspannung wird durch Nutzung des Reckalterungsphänomens, welches in dem Schritt von Beschichten und Baking bei 170°C für ungefähr 20 min. nach Pressformen eintritt, erhöht, um den Einbeulungswiderstand zu gewährleisten. Dieses Stahlblech ist während Pressformen weich, weil C in dem Stahl aufgelöst ist, während aufgelöstes C an einer Versetzung, die während des Pressformens in dem Beschichtungs- und Bakingschritt nach Pressformen hervorgerufen wird, fixiert, um die Fließspannung zu erhöhen.
  • Bei diesem Stahlblechtyp wird jedoch die Erhöhung der Fließspannung aufgrund der Reckalterung im Hinblick darauf, das Eintreten von Fließfiguren, die Oberflächendefekte verursachen, zu vermeiden, unterdrückt. Dies verursacht den Nachteil, dass das Stahlblech tatsächlich weniger zu der Reduzierung des Gewichts eines Bauteils beiträgt.
  • Andererseits wurde ein Stahlblech, bestehend aus gelöstem N zum weiteren Erhöhen der Bake-Härtungsmenge, und ein mit einem Verbundgefüge, bestehend aus Ferrit und Martensit, bereitgestelltes Stahlblech zum weiteren Verbessern der Bake-Härtbarkeit für Anwendungen vorgeschlagen, bei welchen die äußere Erscheinung nicht so wichtig ist.
  • Beispielsweise offenbart die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten dünnen Stahlblechs mit guter Duktilität und Punktschweißbarkeit, bei welchem der Stahl enthält: 0,02 bis 0,15% an C, 0,8 bis 3,5% an Mn, 0,02 bis 0,15% an P, 0,10% oder weniger an Al und 0,005 bis 0,025% an N, der durch Aufwickeln bei einer Temperatur von 550°C oder weniger warmgewalzt wird, kaltgewalzt und dann durch kontrollierte Abkühlung und Wärmebehandlung glühbehandelt wird. Ein durch das in der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, offenbarte Verfahren hergestelltes Stahlblech hat ein gemischtes Gefüge, umfassend eine Niedrigtemperatur-Umwandlungsproduktphase, hauptsächlich bestehend aus Ferrit und Martensit, und eine exzellente Duktilität und eine hohe Festigkeit wird durch Nutzung der Reckalterung aufgrund von wirksam hinzugefügtem N während Beschichtung-Baking erzielt.
  • Obwohl das in der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, veröffentlichte Verfahren die Fließspannung YS aufgrund Reckalterung we sentlich erhöht, erhöht das Verfahren die Zugfestigkeit TS weniger. Auch dieses Verfahren verursacht große Variationen in der Zunahme der Fließspannung YS, um große Variationen der mechanischen Eigenschaften zu verursachen und es kann somit nicht erwartet werden, dass ein Stahlblech ausreichend verdünnt werden kann, um zu einer Gewichtsreduzierung eines Kraftfahrzeugbauteils, welches zur Zeit nachgefragt wird, beizutragen.
  • Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbart ein hochfestes kaltgewalztes dünnes Stahlblech mit Baking-Härtbarkeit, welches eine Zusammensetzung umfassend 0,08 bis 0,20% an C, 1,5 bis 3,5% an Mn und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und ein Gefüge bestehend aus homogenem Bainit, enthaltend 5% oder weniger an Ferrit, oder Bainit, welches teilweise Martensit enthält, aufweist. Das in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbarte kaltgewalzte Stahlblech wird durch Abschrecken in dem Temperaturbereich von 200 bis 400°C in dem Abkühlprozess nach Durchlaufglühen und dann langsames Abkühlen zum Erhalten eines Gefüges, hauptsächlich bestehend aus Bainit, und welches eine große Menge an Bake-Härtung aufweist, welches durch herkömmliche Verfahren nicht erhalten wird, hergestellt.
  • Bei dem in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbarten Stahlblech wird die Fließfestigkeit jedoch nach Beschichtung und Baking erhöht, um eine große Menge an Bake-Härtbarkeit zu erhalten, welche mit einem konventionellen Verfahren nicht erhalten wird, während die Zugfestigkeit nicht erhöht werden kann. Deshalb kann bei Anwendung an einem Verfestigungselement eine Verbesserungen der Dauerfestigkeit und Schlagbiegefestigkeit nach Umformen nicht erwartet werden. Deshalb besteht ein Problem darin, dass das Stahlblech nicht für Anwendungen benutzt werden kann, von denen eine hohe Dauerfestigkeit und Schlagbiegefestigkeit, etc., verlangt wird.
  • Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 61-12008, offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert. Dieses Verfahren ist gekennzeichnet durch Glühbehandeln von sehr niedrigem C-Stahl (ultra-low-C-steel), der als Ausgangsmaterial in einem Ferrit-Austenit-koexitistierenden Bereich nach Kaltwalzen benutzt wird. Das resultierende Stahlblech hat jedoch einen hohen r-Wert und ein hohes Maß an Baking-Härtbarkeit (BH-Eigenschaft), aber die erhaltene BH-Menge ist höchstens ungefähr 60 MPa. Auch wird der Fließpunkt des Stahlblechs nach der Reckalterung erhöht, aber TS wird nicht erhöht, wodurch das Problem von begrenzten Anwendungsgebieten der Bauteile entsteht.
  • Außerdem weist das oben beschriebene Stahlblech exzellente Festigkeit nach Beschichten und Baking bei einem einfachen Zugversuch auf, aber erzeugt große Variationen bezüglich der Festigkeit während plastischer Verformung unter tatsächlichen Pressbedingungen. Deshalb kann nicht behauptet werden, dass das Stahlblech ausreichend an Bauteilen angewandt wird, von welchen Zuverlässigkeit verlangt wird.
  • Betreffend eines warmgewalzten Stahlblechs unter den beschichteten baked Stahlblechen für pressgeformte Produkte offenbart beispielsweise die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 8-23048, ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs, welches während Verarbeitung weich ist und eine durch Beschichten und Baking nach Verarbeitung, um Dauerfestigkeit wirksam zu verbessern, erhöhte Zugfestigkeit hat.
  • Bei diesem Verfahren enthält der Stahl 0,02 bis 0,13 Gew.-% an C und 0,0080 bis 0,0250 Gew.-% an N, und die Endlieferungstemperatur und die Aufwickeltemperatur werden kontrolliert, um eine große Menge an gelöstem N in dem Stahl zu behalten, wodurch ein Verbundgefüge als eine Metallstruktur, hauptsächlich bestehend aus Ferrit und Martensit, geformt wird. Deshalb wird eine Erhöhung von 100 MPa oder mehr der Zugfestigkeit bei der Wärmebehandlungstemperatur von 170°C nach Umformen erzielt.
  • Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 10-183301, offenbart ein warmgewalztes Stahlblech mit exzellenter Baking-Härtbarkeit und natürlichem Alterungswiderstand, bei welchem die C- und N-Anteile auf jeweils 0,01 bis 0,12 Gew.-% und 0,0001 bis 0,01 Gew.-% beschränkt werden, und der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser wird zum Gewährleisten einer BH-Menge von bis zu 80 MPa oder mehr auf 8 μm oder weniger kontrolliert und die Al-Menge wird auf 45 MPa oder weniger unterdrückt.
  • Dieses Stahlblech ist jedoch ein warmgewalztes Stahlblech und es ist somit schwierig einen hohen r-Wert zu erhalten, weil das Ferritaggregationsgefüge aufgrund der Auste nit-Ferrit-Umwandlung zufällig ausgebildet wird. Deshalb kann nicht behauptet werden, dass das Stahlblech eine ausreichende Tiefziehbarkeit hat.
  • Auch wenn das durch dieses Verfahren hergestellte warmgewalzte Stahlblech als ein Ausgangsmaterial für Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen benutzt wird, ist die Erhöhung der Zugfestigkeit, erhalten nach Umformen und Wärmebehandeln, nicht immer gleich einem warmgewalzten Stahlblech und eine BH-Menge von bis zu 80 MPa oder mehr kann nicht immer erhalten werden. Der Grund hierfür ist, dass das Mikrogefüge eines kaltgewalzten Stahlblechs sich von dem eines warmgewalzten, aufgrund des Kaltwalzens und Rekristallisationsglühens, unterscheidet und Spannung häuft sich während dem Kaltwalzen sehr an, um ein Carbid, ein Nitrid oder ein Carbonitrid auf einfache Weise zu formen, wodurch die Zustände von gelöstem C und gelöstem N geändert werden.
  • Der Stand der Technik EP 0 943 696 A1 bezieht sich auf Stahlplatten für Blechdosen und ein Verfahren zum Herstellen derselben. Dieses vorbekannte Verfahren schlägt vor, den N-Anteil auf höchsten 0,005 Gew.-% zu beschränken, wenn die Zusammensetzung Nb enthält. Außerdem ist der Al-Anteil gemäß diesem Stand der Technik wenigstens 0,035%.
  • Gemäß dem Stand der Technik JP-A-61-27 23 23 wird ein Verfahren zum Herstellen von Schwarzblech für Behandlungen durch Durchgangsglühen bereitgestellt. Die wesentlichen Elemente gemäß diesem Stand der Technik sind C, Si, Mn, P, N und Al.
  • Keines der Stand-der-Technik-Dokumente stellt jedoch ein kaltgewalztes Stahlblech mit zufriedenstellenden Reckalterungseigenschaften bereit.
  • In Anbetracht der oben beschriebenen vorliegenden Bedingungen ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein kaltgewalztes Stahlblech zum Tiefziehen bereitzustellen, welches exzellente Reckalterungshärtbarkeit (BH ≥ 80 MP und ΔTS ≥ 40 MPa) aufweist.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Um die Aufgabe zu erzielen, haben die Erfinder mehrere Stahlbleche mit unterschiedlichen Zusammensetzungen unter unterschiedlichen Herstellungsbedingungen hergestellt und durch Experimente unterschiedliche Materialeigenschaften ausgewertet. Als ein Er gebnis hat man herausgefunden, dass sowohl die Formbarkeit als auch die Härtbarkeit nach Umformen verbessert werden kann, indem ein Verfestigungselement N genutzt wird, welches vorher nicht wirksam in einem Gebiet, welches hohe Verarbeitbarkeit erfordert, benutzt wurde und indem das durch die Wirkung des Verfestigungselementes hervorgerufene Reckalterungsphänomen wirksam genutzt wird.
  • Die Erfinder haben auch herausgefunden, dass, um das aufgrund von N hervorgerufene Reckalterungsphänomen vorteilhaft zu nutzen, das Reckalterungsphänomen aufgrund von N vorteilhaft mit einer Bedingung zum Beschichten und Baking eines Kraftfahrzeugs kombiniert werden muss, oder ferner positiv mit einer Wärmebehandlungsbedingung nach Umformen kombiniert werden. Man hat somit festgestellt, dass es wirksam ist, die Warmwalzbedingung, die Kaltwalz- und die Kaltwalzglühbehandlungsbedingung zum Kontrollieren des Mikrogefüges eines Stahlblechs und die Menge an gelöstem N in bestimmten Bereichen zu kontrollieren. Man hat ferner herausgefunden, dass es wichtig ist, den Al-Anteil der Zusammensetzung gemäß dem N-Anteil zu kontrollieren, um das Reckalterungsphänomen aufgrund von N stabil hervorzurufen.
  • Ein Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist im Vergleich zu einem konventionellen Stahlblech eine höhere Festigkeit nach Beschichten und Baking bei einem einfachen Zugversuch auf und weist geringe Variationen der Festigkeit bei plastischer Verformung unter tatsächlichen Pressbedingungen und stabile Konstruktionsteilfestigkeit auf, wodurch der Einsatz von Konstruktionsbauteilen, von denen eine hohe Zuverlässigkeit verlangt wird, ermöglicht wird. Beispielsweise hat ein Teil, an dem hohe Spannung angelegt wird, um die Dicke zu verringern, eine höhere Härtbarkeit als andere Abschnitte und wird als homogen betrachtet, wenn dieser auf Basis einer Zusatzbelastungsfähigkeit von (Dicke) × (Festigkeit) ausgewertet wird, wodurch die Festigkeit eines Teiles stabilisiert wird.
  • Als ein Ergebnis von weiteren intensiven Untersuchungen zum Erzielen der Aufgaben haben die Erfinder Folgendes herausgefunden:
    • 1) Um die Zugfestigkeit nach Umformen und Wärmebehandeln zu erhöhen, muss eine neue Versetzung zum Fortschreiten der Zugverformung hervorgerufen werden. Die durch Vorverformung hervorgerufene Bewegung der Versetzung muss durch Zusammenwirkung zwischen der durch Formen hervorgerufenen Versetzung und eines Zwischen- bzw. Lückenelements oder eines Niederschlags verhindert werden, auch wenn höhere Fließspannung erhalten wird.
    • 2) Um die obige Zusammenwirkung durch Formen eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbonitrids von W, Cr, Mo, Ti, Nb, Al oder dergleichen zu erhalten, muss die Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen mit 200°C oder mehr erhöht werden. Deshalb ist es vorteilhafter das Lückenelement oder Fe-Carbid oder Fe-Nitrid wirksam zu nutzen, weil die Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen verringert wird.
    • 3) Von den Lückenelementen hat gelöstes N die höhere Zusammenwirkung mit einer durch Umformen hervorgerufenen Versetzung als gelöstes C, auch wenn die Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen verringert wird und somit bewegt sich eine durch Vorverformung hervorgerufene Versetzung weniger, wenn höhere Fließspannung erhalten wird.
    • 4) Obwohl gelöstes N in Kristallkörner und Kristallkorngrenzen im Stahl vorhanden ist, erhöht sich die Erhöhung der Festigkeit nach Umformen und Wärmebehandlung, wenn die Fläche der Kristallkorngrenzen erhöht wird. Das heißt, der kleinere Kristallkorndurchmesser ist vorteilhaft.
    • 5) Um die Kristallkorngrenzfläche zu erhöhen, ist es vorteilhaft, eine Kombination von Nb und B hinzuzufügen und unmittelbar nach dem Ende des Warmwalzens abzukühlen, normales Kornwachstum von Ferritkörnern nach dem Ende des Warmwalzens zu unterdrücken, und Kornwachstum durch Rekristallisationsglühen nach Kaltwalzen zu unterdrücken.
  • Die vorliegende Erfindung wurde in Anbetracht der obigen Entdeckungen erzielt. Diese Entdeckungen wurden aus dem nachfolgend beschriebenen Experiment erhalten.
  • Experiment 1
  • Ein Vorblech (Dicke: 30 mm) mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%, 0,0015% an C, 0,0010% an B, 0,015% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,08% an S und 0,011% an N, 0,005 bis 0,05% an Nb und 0,005 bis 0,03% an Al und der Rest be steht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, wurde gleichmäßig bei 1150°C erwärmt, für drei Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur beim letzten Durchgang 900°C höher als der Ar3-Umwandlungspunkt war und dann für 0,1 Sekunden mit Wasser abgekühlt. Danach wurde das Vorblech einer Wärmebehandlung entsprechend Aufwickeln bei 500°C für 1 Stunden unterworfen.
  • Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 800°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Danach wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 aus dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung entnommen und die Zugfestigkeit wurde bei einer Umformgeschwindigkeit von 0,02/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Auch wurde eine 10%ige Zugverformung an einem Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5, welches einzeln von dem kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten wurde, angelegt, und dann wurde das Probestück nach Wärmebehandlung bei 120°C für 20 Minuten einem normalen Zugversuch unterworfen. Die Differenz zwischen der Zugfestigkeit des Probestücks, erhalten von dem kaltgewalzten Blech, und der Zugfestigkeit von dem bei 120°C für 20 Minuten wärmebehandelten Probestück nach Anlegen einer 10%igen Zugverformung wurde als die Zunahme der Zugfestigkeit nach Umformen (ΔTS) angesehen.
  • 1 zeigt die Messergebnisse des Verhältnisses zwischen der Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) und ΔTS.
  • Die Figur deutet an, dass ΔTS 60 MPa oder mehr wird, wenn der Wert von (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) 0,0015 Gew.-% erfüllt.
  • Experiment 2
  • Ein Vorblech (Dicke: 30 mm) mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%, 0,0010% an C, 0,02% an Si, 0,6% an Mn, 0,01% an P, 0,009% an S und 0,012% an N, 0,01% an Al, 0,015% an Nb, 0,00005 bis 0,0025% an B, und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, wurde gleichmäßig bei 1100°C erwärmt, für drei Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 920°C höher als der Ar3-Umwandlungspunkt war und dann für 0,1 Sekunden mit Wasser abge kühlt. Dann wurde das Vorblech einer Wärmebehandlung entsprechend Aufwickeln bei 450°C für 1 Stunde unterworfen.
  • Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 820°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Danach wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 aus dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung entnommen und die Zugfestigkeit wurde bei einer Umformgeschwindigkeit von 0,02/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Auch wurde eine 10%ige Zugverformung an einem Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5, welches einzeln von dem kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten wurde, angelegt, und dann wurde das Probestück einem normalen Zugversuch nach Wärmebehandlung bei 120°C für 20 Minuten unterworfen.
  • 2 zeigt die Messerergebnisse des Verhältnisses zwischen dem B-Anteil des Stahls und ΔTS. Diese Figur deutet an, dass mit einem B-Anteil von 0,0005 bis 0,0015 Gew.-% ein hohes ΔTS von 60 MPa oder mehr erhalten werden kann.
  • Als ein Ergebnis der Beobachtung des Mikrogefüges hat man auch herausgefunden, dass durch Hinzufügen einer Kombination von Nb und B zum Erhalt von feinen Kristallkörnern, ein hohes ΔTS erhalten werden kann.
  • Und zwar ist mit einem B-Anteil von weniger als 0,0005 Gew.-% die Wirkung zum Herstellen von feinen Kristallkörnern durch Hinzufügung einer Kombination mit Nb gering. Andererseits ist mit einem B-Anteil von über 0,0015 Gew.-% die Menge an abgesondertem B in den Korngrenzen und in Nahbereichen davon erhöht, um die Menge an wirksam aufgelöstem N, aufgrund der hohen Wechselwirkung zwischen B-Atomen und N-Atomen zu verringern, wodurch möglicherweise ΔTS verringert wird.
  • Experiment 3
  • Ein Vorblech (Dicke: 30 mm) von jeweils einem Stahl A mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%, 0,0010% an C, 0,012% an N, 0,0010% an B, 0,01% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,008% an S, 0,014% an Nb, 0,01% an Al und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und Stahl B mit einer Zusammensetzung enthaltend, in Gew.-%, 0,010% an C, 0,0012% an N, 0,0010% an B, 0,01% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,008% an S, 0,014% an Nb, 0,01% an Al, und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, wurde gleichmäßig bei 1150°C erwärmt, für drei Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur beim letzten Durchgang 910°C höher als der Ar3-Umwandlungspunkt war, und dann mit einem Gas für 0,1 Sekunden abgekühlt. Dann wurde jedes der Vorbleche einer Wärmebehandlung bei 600°C für 1 Stunde unterworfen.
  • Jedes der somit erhaltenen warmgewalzten Bleche mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 880°C für 40 Sekunden glühbehandelt und dann mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt.
  • Danach wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 von jedem der erhaltenen kaltgewalzten Bleche in Walzrichtung erhalten und die Zugfestigkeit wurde mit einer Umformgeschwindigkeit von 0,02/Sek. durch Nutzung einer generellen Zugversuchsmaschine gemessen. Auch wurde eine Zugverformung von 10% an einem Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 angelegt, welches von jedem der kaltgewalzten Bleche in Walzrichtung einzeln entnommen wurde, und dann wurde das Probestück einem normalen Zugversuch nach Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Temperaturen für 20 Minuten unterworfen.
  • 3 zeigt die Messergebnisse des Einflusses der Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen auf ΔTS. Diese Figur deutet an, dass bei dem relativ niedrigen Temperaturbereich der Wärmebehandlungstemperatur von 200°C oder weniger nach Umformen, der ULC(ultra low carbon)-Stahl A mit einem hohen N-Anteil einen höheren ΔTS als der semi ULC-Stahl B mit einem niedrigen N-Anteil aufweist, wobei in dem hohen Temperaturbereich beide Stahlmaterialien im Wesentlichen den gleichen ΔTS aufweisen. Die Versuchsergebnisse zeigen, dass, um ΔTS in dem Niedrigtemperaturbereich zu gewährleisten, es wirksam ist, aufgelöstes N zu benutzen.
  • 4 zeigt die Messergebnisse des Einflusses des Kristallkorndurchmessers d und der Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) auf eine Verringerung (ΔEI) der Dehnung durch natürliches Altern und eine Erhöhung der Zugfes tigkeit (ΔTS) nach Umformen. Die Verringerung (ΔEI) der Dehnung wurde durch die Differenz zwischen der gesamten Dehnung, gemessen mit dem Probestück gemäß JIS Nr. 5, erhalten von jedem der kaltgewalzten Bleche in Walzrichtung, und der gesamten Dehnung gemessen mit den einzeln erhaltenen Probestücken nach halten bei 100°C für 8 Stunden zum Beschleunigen des natürlichen Alterns ausgewertet.
  • 4 deutet an, dass, wenn der Wert von (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) 0,0015 Gew.-% oder mehr ist und der Kristallkorndurchmesser d 20 μm oder weniger ist, sowohl ein hohes ΔTS als auch ein niedriges ΔEI erzielt werden kann.
  • Experiment 4
  • Ein Vorblech eines Stahls, enthaltend 0,0015% an C, 0,30% an Si, 0,8% an Mn, 0,03% an P, 0,005% an S und 0,012% an N und 0,02 bis 0,08% an Al wurde gleichmäßig bei 1050°C erwärmt, für sieben Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 670°C war und dann rekristallisiert und bei 700°C für 5 Stunden glühbehandelt. Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde mit einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 875°C für 40 Sekunden glühbehandelt und dann bei einer Höhenabnahme von 0,8% nachgewalzt. Dann wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 von dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten und TS × r-Wert und ΔTS wurden mit einer Umformgeschwindigkeit von 3 × 10–3/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Die Ergebnisse sind in 5 gezeigt. In dieser Figur wird TS × r-Wert ≥ 750 und ΔTS ≥ 40 MPa erzielt, wenn N/Al ≥ 0,03 erfüllt ist. Es wurde auch bestätigt, dass, wenn N/Al ≥ 0,03 ist, BH ≥ 80 MPa erzielt wird.
  • Experiment 5
  • Ein Vorblech eines Stahls, enthaltend 0,0015% an C, 0,0010% an B, 0,01% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,008% an S und 0,011% an N, 0,005 bis 0,05% an Nb und 0,005 bis 0,03% an Al wurde gleichmäßig bei 1000°C erwärmt, für sieben Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 650°C war und dann rekristallisiert und bei 800°C für 60 Sekunden glühbehandelt. Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde mit einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 880°C für 40 Sekunden glühbehandelt und an schließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Dann wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 von dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten und TS × r-Wert, BH und ΔTS wurden mit einer Umformungsgeschwindigkeit von 3 × 10–3/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Die Verhältnisse zwischen den gemessenen Werten und N/(Al + Nb + B) sind in 5 gezeigt. Bei diesem Experiment wurde Stahl enthaltend 0,005 bis 0,05% an Nb und 0,0010% an B benutzt. Diese Figur deutet an, dass in dem Bereich von N/(Al + Nb + B) ≥ 0,30, BH ≥ 80 MPa, ΔTS ≥ 60 MPa und TS × r-Wert ≥ 850 erzielt werden.
  • Experiment 6
  • Ein Vorblech eines Stahls, enthaltend 0,0010% an C, 0,02% an Si, 0,6% an Mn, 0,01% an P, 0,009% an S und 0,015% an N, 0,01% an Al, 0,015% an Nb und 0,0001 bis 0,0025% an B wurde gleichmäßig bei 1050°C erwärmt, für sieben Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 680°C war und dann rekristallisiert und bei 850°C für 5 Stunden glühbehandelt. Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 880°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Dann wurde ein JIS Nr. 5-Zugversuchsprobestück von dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten und TS × r-Wert, BH und ΔTS wurden mit einer Umformgeschwindigkeit von 3 × 10–3/Sek. durch Nutzung einer generellen Zugversuchsmaschine gemessen. Die Verhältnisse zwischen den gemessenen Werten und dem B-Anteil sind in 6 gezeigt.
  • Diese Figur deutet an, dass in dem B-Anteilbereich von 0,0003 bis 0,0015%, BH ≥ 80 MPa, ΔTS ≥ 60 MPa, welche höher als in dem Fall von B < 0,0003%, und TS × r-Wert ≥ 850 erzielt werden. Als ein Ergebnis der Beobachtungen des Mikrogefüges wurde auch bestätigt, dass in diesem B-Bereich Kristallkörner deutlich feiner gemacht werden.
  • Die in 5 und 6 gezeigten Ergebnisse deuten an, dass in dem Bereich von N/(Al + Nb + B) ≥ 0,30, wobei B ≥ 0,0003%, die Kristallkörner durch Kombinieren von Nb weiterhin verfeinert werden können, und ΔTS und das Niveau an TS × r-Wert weiter verbessert werden. Wenn B < 0,0003%, dann kann die Wirkung des Herstellens von feinen Kristallkörnern durch Kombinieren mit Nb nicht erzielt werden. Andererseits verschlechtern sich die Eigenschaften weiterhin wenn B > 0,0015% ist. Dies ist aufgrund der Tatsache möglich, da die Menge an abgesondertem B in den Korngrenzen und den Nahbereichen davon erhöht ist, um die Menge an wirksam gelöstem N, aufgrund der starken Interaktion zwischen B- und N-Atomen, zu verringern. Die gleichen Untersuchungen wie oben beschrieben wurden für den Fall durchgeführt, bei welchem Ti und V anstatt Nb hinzugefügt wurden und es wurde bestätigt, dass die gleiche Wirkung wie Nb erzielt werden konnte. Die vorliegende Erfindung wurde auf Basis der oben beschriebenen Entdeckungen erzielt und das Wesen der Erfindung ist wie folgt.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst ein kaltgewalztes Stahlblech mit exzellenter Reckalterungseigenschaft eine Zusammensetzung, in Gew.-%:
    C: 0,15% oder weniger;
    Si: 0,005% bis 1,0%;
    Mn: 0,01% bis 2,0%;
    P: 0,1% oder weniger;
    Nb: 0,005% bis 0,050%;
    B: 0,0001% bis 0,0030%;
    S: 0,01% oder weniger;
    Al: 0,005 bis 0,030%; und
    N: 0,0050 bis 0,0400%;
    wobei N/Al 0,30 oder mehr ist, die Menge an aufgelöstem N 0,0010% oder mehr ist und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und das Stahlblech hat einen Kristallkorndurchmesser von 20 μm oder weniger.
  • Ferner weist die Zusammensetzung gemäß der Erfindung optional wenigstens eine der folgenden Gruppen a bis c auf:
    Gruppe a: wenigstens eine von Cu, Ni, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger;
    Gruppe b: eine oder beide von Ti und V in einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger; und
    Gruppe c: eine oder beide von Ca und REM in einer Gesamtmenge von 0,0010 bis 0,010%.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 zeigt das Verhältnis zwischen Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) und die Zunahme der Zugfestigkeit (ΔTS) nach Umformen.
  • 2 zeigt das Verhältnis zwischen dem B-Anteil und ΔTS eines Stahls enthaltend eine Kombination Nb und B.
  • 3 zeigt einen Vergleich der Differenz der Zunahme der Zugfestigkeit durch Wärmebehandlung nach Umformen in einem Niedrigtemperaturbereich zwischen Stahl B (konventioneller Stahl), enthaltend eine große Menge an gelöstem C, und Stahl A (Stahl dieser Erfindung), enthaltend eine große Menge an gelöstem N.
  • 4 zeigt den Einfluss des Kristallkorndurchmessers d und Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) auf die Verringerung der Dehnung (ΔEI) aufgrund von natürlichem Altern und die Zunahme der Zugfestigkeit (ΔTS) nach Umformen.
  • 5 zeigt die Verhältnisse zwischen TS × r-Wert, BH, ΔTS und N/(Al + Nb + B).
  • 6 zeigt die Verhältnisse zwischen TS × r-Wert, BH, ΔTS und B-Anteil.
  • Beste Ausführungsform zum Ausführen der Erfindung
  • Nun werden die Gründe zum Beschränken der Zusammensetzung zu den nachfolgenden Bereichen gemäß einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • C: weniger als 0,15 Gew.-%
  • Im Hinblick auf eine exzellente Tiefziehbarkeit und Pressformbarkeit ist C vorzugsweise so gering wie möglich. Wiederauflösung von NbC schreitet in dem Glühbehandlungsschritt nach dem Kaltwalzen zum Erhöhen der Menge an gelöstem C in Kristallkörnern fort, wodurch Verschlechterung des natürlichen Alterungswiderstandes einfach verursacht wird. Deshalb ist der C-Anteil vorzugsweise auf weniger als 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,0050 Gew.-% oder weniger und insbesondere 0,0030 Gew.-% oder weniger unterdrückt.
  • Si: 0,005 bis 1,0 Gew.-%
  • Si ist ein nützlicher Bestandteil zum Unterdrücken einer Verringerung der Dehnung und zum Verbessern der Festigkeit. Mit einem Si-Anteil von weniger als 0,005 Gew.-% ist die Wirkung der Hinzufügung von Si jedoch ungenügend, wobei mit einem Si-Anteil von über 1,0 Gew.-% Oberflächeneigenschaften verschlechtert werden um Verschlechterungen der Duktilität zu verursachen. Deshalb ist der Si-Anteil auf den Bereich von 0,005 bis 1,0 Gew.-%, vorzugsweise auf den Bereich von 0,01 bis 0,75 Gew.-% beschränkt.
  • Mn: 0,01 bis 2,0 Gew.-%
  • Mn ist nicht nur als Verfestigungsbestandteil für den Stahl nützlich, sondern es hat auch die Wirkung zum Unterdrücken der Versprödung mit S aufgrund der Bildung von MnS. Mit einem Mn-Anteil von weniger als 0,01 Gew.-% ist jedoch der Hinzufügungseffekt von Mn ungenügend, während sich die Oberflächeneigenschaften bei einem Mn-Anteil von über 2,0 Gew.-% verschlechtern, um die Duktilität zu verringern. Deshalb ist der Mn-Anteil auf den Bereich von 0,01 bis 2,0 Gew.-% und vorzugsweise auf den Bereich von 1,10 bis 0,75 Gew.-% festgelegt.
  • P: 0,1 Gew.-% oder weniger
  • P ist ein Festlösungsverfestigungselement, welches wirksam zum Verstärken des Stahls beiträgt. Mit einem P-Anteil von über 0,1 Gew.-% verschlechtert sich jedoch die Tiefziehbarkeit aufgrund der Bildung von Phosphid, wie beispielsweise (FeNb)xP und dergleichen. Deshalb ist P auf 0,10 Gew.-% oder weniger beschränkt.
  • S: 0,01 Gew.-% oder weniger
  • Mit einem hohen S-Anteil wird die Menge an Einschlüssen erhöht, um somit die Duktilität zu verringern. Deshalb wird eine Verunreinigung mit S vorzugsweise soweit wie möglich verhindert, aber ein S-Anteil bis zu 0,01 Gew.-% ist zulässig.
  • Al: 0,005 bis 0,030 Gew.-%
  • Al wird als ein Desoxidationsmittel zum Verbessern der Ausbeutung von Carbonitrid bildenden Bestandteilen hinzugefügt. Mit einem Al-Anteil von weniger als 0,005 Gew.-% ist der Effekt jedoch ungenügend, während bei einem Al-Anteil von über 0,030 Gew.-% die Menge an zu dem Stahl hinzufügten N erhöht wird, um während der Stahlherstellung Brammedefekte einfacher hervorzurufen. Deshalb ist Al in dem Bereich von 0,005 bis 0,030 Gew.-% enthalten.
  • N: 0,005 bis 0,040 Gew.-%
  • Bei der vorliegenden Erfindung ist N ein wichtiges Element, welches die Rolle hat, Reckalterung auf ein Stahlblech aufzuerlegen. Mit einem N-Anteil von weniger als 0,005 Gew.-% kann eine genügende Reckalterung jedoch nicht erhalten werden, während ein N-Anteil von mehr als 0,040 Gew.-% die Pressformbarkeit verschlechtert. Deshalb ist N in dem Bereich von 0,005 bis 0,040 Gew.-% und vorzugsweise in dem Bereich von 0,008 bis 0,15 Gew.-% enthalten.
  • B: 0,0001 bis 0,003 Gew.-%
  • B wird in Kombination mit Nb hinzugefügt, um die Wirkung, feines warmgewalztes Gefüge und das kaltgewalzte rekristallisationsglühungsbehandelte Gefüge hervorzurufen, und den Kaltbeanspruchungsversprödungswiderstand zu verbessern. Mit einem B-Anteil von weniger als 0,0001 Gew.-% kann jedoch der genügende Effekt zum Herstellen von feinen Gefügen nicht erhalten werden, während bei einem B-Anteil von über 0,003 Gew.-% die Menge an BN-Ausfällung erhöht wird und Auflösung in dem Brammeerwärmungsschritt verhindert wird. Deshalb ist B in dem Bereich von 0,0001 bis 0,003 Gew.-%, vorzugsweise in dem Bereich von 0,0001 bis 0,0015 Gew.-% und besonders bevorzugt in dem Bereich von 0,0007 bis 0,0012 Gew.-% enthalten.
  • Nb: 0,005 bis 0,050 Gew.-%
  • Nb wird in Kombination mit B hinzugefügt, um zum Verfeinern des warmgewalzten Gefüges und des kaltgewalzten rekristallisationsglühungsbehandelten Gefüges beizutragen und um die Wirkung zum Fixieren von ausgelöstem C als NbC zu übernehmen. Außerdem bildet Nb ein Nitrid NbN um zur Verfeinerung des kaltgewalzten rekristallisationsglühungsbehandelten Gefüges beizutragen. Mit einem Nb-Anteil von weniger als 0,005 Gew.-% wird es jedoch nicht nur schwierig auszufällen und gelösten C zu fixieren, sondern auch das warmgewalzte Gefüge und das kaltgewalzte rekristallisierte glühbehandelte Gefüge wird nicht ausreichend fein, während ein Nb-Anteil von über 0,050 Gew.-% die Duktilität verschlechtert. Deshalb ist Nb in dem Bereich von 0,005 bis 0,050 Gew.-% und vorzugsweise 0,010 bis 0,030 Gew.-% enthalten.
  • Wie oben beschrieben, hat Nb die Funktion gelösten C als NbC zu fixieren und bildet ein Nitrid NbN. Ähnlich bilden Al und B jeweils AlN und BN. Um die genügende Menge an gelöstem N sicherzustellen und die Menge an gelöstem C ausreichend zu verringern, ist es deshalb wichtig, dass die folgenden Bedingungen (1) und (2) erfüllt sind: N% ≥ 0,0015 + 14/93·Nb% + 14/27·Al% + 14/11·B% (1) C% ≤ 0,5·(12/93)·Nb% (2)
  • Bei der vorliegenden Erfindung ist der Kristallkorndurchmesser auf 20 μm oder weniger verringert, um eine hohe Reckalterungseigenschaft zu erhalten und Alterungsverschlechterung zu verhindern.
  • Wie oben in Bezug auf 4 beschrieben, kann ΔEI auf 2,0% oder weniger durch Verringern des Kristallkorndurchmessers d auf 20 μm oder weniger unterdrückt werden, auch wenn (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) ≥ 0,0015 Gew.-% ist, d. h., wenn eine relativ große Menge an gelöstem N enthalten ist. Der Kristallkorndurchmesser ist besonders bevorzugt auf 15 μm oder weniger beschränkt. Der Grund ist, wie in 4 gezeigt, dass ΔEI auf 2,0% oder weniger durch Verringern des Kristallkorndurchmessers d auf 15 μm oder weniger unterdrückt werden kann.
  • Im Folgenden wird ein Beispiel eines Verfahrens zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs gemäß der obigen Ausführungsform der Erfindung beschrieben.
  • Stahl mit der oben beschriebenen geeigneten Zusammensetzung wird durch ein bekanntes Schmelzverfahren, wie beispielsweise einen Konverter oder dergleichen, geschmolzen und eine Stahlbramme wird durch ein Blockherstellungsverfahren oder ein Stranggussverfahren geformt.
  • Dann wird die Stahlbramme erwärmt und durchgewärmt und anschließend warmgewalzt, um ein warmgewalztes Blech zu formen. Bei diesem Beispiel ist die Erwärmungstemperatur des Warmwalzens nicht angegeben, aber die Erwärmungstemperatur des Warmwalzens ist vorzugsweise auf 1300°C oder weniger festgelegt. Der Grund hierfür ist, dass es vorteilhaft ist, gelösten C als ein Carbid zu fixieren und auszufällen, um die Tiefziehbarkeit zu verbessern. Um die Verarbeitbarkeit weiterhin zu verbessern, ist die Erwärmungstemperatur vorzugsweise auf 1150°C oder weniger festgelegt. Mit einer Erwärmungstemperatur von weniger als 900°C ist die Verbesserung der Verarbeitbarkeit jedoch gesättigt, um die Walzlast beim Warmwalzen nachteilig zu erhöhen, wodurch die Gefahr zum Verursachen eines Walzproblems erhöht wird. Deshalb ist die untere Grenze der Erwärmungstemperatur vorzugsweise 900°C.
  • Das gesamte Walzreduktionsverhältnis des Warmwalzens ist vorzugsweise 70% oder mehr. Der Grund ist, dass bei einem gesamten Walzreduktionsverhältnis von weniger als 70% die Kristallkörner des warmgewalzten Blechs nicht ausreichend fein gemacht werden.
  • Während Warmwalzen wird das Endwalzen vorzugsweise in dem Temperaturbereich von 650 bis 960°C beendet und die Endtemperatur des Warmwalzens kann in dem γ-Bereich oberhalb des Ar3-Umwandlungspunktes oder des α-Bereichs unterhalb des Ar3-Umwandlungspunktes sein. Mit der Endtemperatur bei dem Warmwalzprozess über 960°C werden die Kristallkörner des warmgewalzten Blechs vergröbert, um somit die Tiefziehbarkeit nach Kaltwalzen und Glühbehandeln zu verschlechtern. Andererseits erhöht sich der Verformungswiderstand bei einer Temperatur von weniger als 650°C, um somit die Warmwalzlast zu erhöhen, was Probleme beim Walzen verursacht.
  • Vorzugsweise wird das Abkühlen unmittelbar nach Abschluss des Endwalzens des Warmwalzprozesses zum Verhindern des normalen Kornwachstums und Unterdrücken von AlN-Ausfällung in dem Kaltwalzschritt initiiert.
  • Obwohl die Abkühlbedingung nicht beschränkt ist, so ist die Startzeit des Kühlschritts vorzugsweise innerhalb 1,5 Sekunden, besonders bevorzugt 1,0 Sekunden und insbesondere vorzugsweise 0,5 Sekunden nach Ende des Endwalzens. Der Grund ist, dass wenn Abkühlen unmittelbar nach dem Ende des Walzens durchgeführt wird, eine große Menge an Ferritkernen aufgrund einer Erhöhung des Grads an Überkühlung mit angehäufter Belastung zum Fördern der Ferritumwandlung erzeugt wird und die Diffusion des gelösten N in der γ-Phase in die Ferritkörner unterdrückt wird, wodurch die Menge an gelöstem N, die in den Ferritkorngrenzen vorhanden ist, erhöht wird.
  • Die Abkühlrate ist vorzugsweise 10°C/Sek. oder mehr um gelösten N zu gewährleisten. Wenn die Endtemperatur des Warmwalzens der Ar3-Umwandlungspunkt oder höher ist, ist die Abkühlrate vorzugsweise 50°C/Sek. oder mehr, um gelösten N zu gewährleisten.
  • Danach wird das warmgewalzte Blech aufgewickelt. Um ein Carbid zu vergröbern, ist die Aufwickeltemperatur vorteilhafterweise so hoch wie möglich. Mit einer Aufwickeltemperatur von über 800°C wird das auf der Oberfläche des warmgewalzten Blechs geformte Zunder dicker, um somit die Arbeitslast zur Entfernung des Zunders zu erhöhen und die Bildung eines Nitrids fortzuschreiten, wodurch eine Änderung in der Menge an gelöstem N in Bandringlängenrichtung verursacht wird. Andererseits wird die Aufwickelarbeit bei einer Aufwickeltemperatur von weniger als 400°C schwierig. Deshalb muss die Aufwickeltemperatur des warmgewalzten Blechs in dem Bereich von 400 bis 800°C sein.
  • Danach wird das warmgewalzte Blech kaltgewalzt, aber das Walzreduktionsverhältnis des Kaltwalzens muss 60 bis 95% sein. Der Grund ist, dass bei einem Walzreduktionsverhältnis des Kaltwalzens von weniger als 60% ein hoher r-Wert nicht erwartet werden kann, wobei ein Walzreduktionsverhältnis über 95% den r-Wert verringert.
  • Das dem Kaltwalzen unterworfene kaltgewalzte Blech wird dann rekristallisiert und glühbehandelt. Obwohl die Glühbehandlungsmethode entweder Durchlaufglühen oder diskontinuierliches Glühen sein kann, wird vorzugsweise Durchlaufglühen benutzt. Das Durchlaufglühen kann entweder in einer normalen Durchlauf-Glühanlage oder in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage durchgeführt werden.
  • Die bevorzugten Glühbehandlungsbedingungen enthalten 650°C oder mehr für 5 Sekunden oder mehr. Der Grund ist, dass mit einer Glühbehandlungstemperatur von weniger als 650°C und einer Glühbehandlungsbedingung von weniger als 5 Sekunden Rekristallisation nicht vollendet wird, wodurch Tiefziehbarkeit verringert wird. Um die Tiefziehbarkeit zu verbessern, wird Glühen vorzugsweise in dem Einphasenferritbereich bei 800°C oder mehr für 5 Sekunden oder mehr durchgeführt.
  • Glühen in dem Hohen-Temperaturbereich α + γ-Zweiphasenbereich erzeugt teilweise α → γ-Umwandlung zum Verbessern des r-Werts aufgrund der Erzeugung des {111}-Aggregatgefüges. Wenn jedoch α → γ-Umwandlung vollständig fortschreitet, wird das Aggregatgefüge zufällig, um den r-Wert zu verringern, wodurch die Tiefziehbarkeit verschlechtert wird.
  • Die obere Grenze der Glühbehandlungstemperatur ist vorzugsweise 900°C. Der Grund hierfür ist, dass mit einer Glühbehandlungstemperatur von über 900°C Wiederauflösung eines Carbids fortschreitet, um die Menge an gelöstem C übermäßig zu erhöhen, wodurch die natürliche Alterungseigenschaft verschlechtert wird. Wenn α → γ-Umwandlung eintrifft, ist das Aggregatgefüge zufällig um den r-Wert zu verringern, wodurch die Tiefziehbarkeit verschlechtert wird.
  • Bei dem Aufwärmungsschritt beim Rekristallisationsglühen wird langsames Erwärmen in dem Temperaturbereich von 500°C zu der Rekristallisationstemperatur durchgeführt, um AlN und dergleichen ausreichend auszufällen, wodurch der Kristallkorndurchmesser des Stahlblechs wirksam verringert wird.
  • Der Temperaturbereich, innerhalb welchem das kontrollierte Erwärmen durchgeführt werden muss, ist 500°C, bei dieser beginnt die Ausfällung von AlN oder dergleichen, bis zu der Rekristallisationstemperatur.
  • Die Erwärmungsrate ist vorzugsweise in dem Bereich von 1 bis 20°C/Sek., weil mit einer Erwärmungsrate von über 20°C/Sek. die ausreichende Menge an Ausfällungen nicht erhalten werden kann, während mit einer Erwärmungsrate von weniger als 1°C/Sek. die Ausfällungen vergröbert werden, um die Wirkung zum Unterdrücken des Kornwachstums zu schwächen.
  • Nach Rekristallisationsglühen kann 10% oder weniger an Nachwalzen durchgeführt werden, um die Form zu korrigieren und die Oberflächenrauheit zu Kontrollieren.
  • Die Abkühlrate nach Durchwärmen beim Rekristallisationsglühen ist vorzugsweise 10 bis 50°C/Sek. Der Grund ist, dass mit einer Abkühlrate von 10°C/Sek. oder weniger Körner während Abkühlen wachsen, um somit die Kristallkörner zu vergröbern, wodurch die Reckalterungseigenschaft und die natürliche Alterungseigenschaft verschlechtert werden. Mit einer Abkühlrate von 50°C/Sek. oder mehr diffundiert gelöster N nicht ausreichend in die Korngrenzen, wodurch die natürliche Alterungseigenschaft verschlechtert wird. Die Abkühlrate ist vorzugsweise 10 bis 30°C/Sek.
  • Deshalb kann ein kaltgewalztes Stahlblech erhalten werden, welches exzellente Tiefziehbarkeit und exzellente Reckalterungseigenschaft, die Zugfestigkeit erhöht durch Pressformen und Wärmebehandeln, aufweist.
  • Bei der vorliegenden Erfindung enthält die obige Zusammensetzung vorzugsweise ferner wenigstens eine der folgenden Gruppen a bis c:
    Gruppe a: wenigstens eine von Cu, Ni, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger;
    Gruppe b: eine oder beide von Ti und V in einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger; und
    Gruppe c: eine oder beide von Ca und REM in einer Gesamtmenge von 0,0010 bis 0,010%.
  • Elemente der Gruppe a: Cu, Ni, Cr und Mo tragen alle zu einer Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs bei und können einzeln oder in Kombination gemäß der Bedingung enthaltend sein. Die Wirkung wird bei 0,01% oder mehr bei jedem von Cu, Ni, Cr und Mo sichtbar. Mit einem übermäßig hohen Anteil wird jedoch der Verformungswiderstand bei hohen Temperaturen beim Warmwalzen erhöht, oder chemische Umwandlungseigen schaften und Oberflächenbehandlungseigenschaften werden allgemein verschlechtert und ein Schweißabschnitt wird verhärtet, um die Schweißbarkeit zu verschlechtern. Deshalb sind Cu, Ni, Cr und Mo vorzugsweise einzeln jeweils bei 1,0% oder weniger, 1,0% oder weniger, 0,5% oder weniger und 0,2% oder weniger und vorzugsweise in Kombination bei einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger enthalten.
  • Elemente der Gruppe b: Sowohl Ti und V sind Elemente, die zur Verfeinerung und Homogenisierung von Kristallkörnern beitragen und können einzeln oder in Kombination gemäß den Anforderungen hinzugefügt werden. Die Wirkung kann bei hinzufügung von 0,005% oder mehr für jeden von Ti und V erkannt werden. Mit einem übermäßig hohen Anteil wird jedoch der Verformungswiderstand bei hohen Temperaturen beim Warmwalzen erhöht oder chemische Umwandlungseigenschaften und Oberflächenbehandlungseigenschaften werden allgemein verschlechtert. Außerdem besteht der nachteilige Effekt des Verringerns der Menge an gelöstem N. Deshalb sind Ti und V vorzugsweise einzeln jeweils bei 1,0% oder weniger und 1,0% oder weniger enthaltend und vorzugsweise in Kombination bei einer Menge von insgesamt 1,0% oder weniger enthalten.
  • Elemente der Gruppe c: Sowohl Ca als auch REM sind zum Kontrollieren der Form von Einschlüssen nützliche Elemente. Insbesondere werden diese Elemente einzeln oder in Kombination hinzugefügt, wenn die Stretchbördeleigenschaft verlangt wird. Wenn die Gesamtmenge der Elemente der Gruppe d weniger als 0,0010% ist, ist die Wirkung zum Kontrollieren der Form der Einschlüsse ungenügend, während wenn die Gesamtmenge 0,010% überschreitet, Oberflächendefekte signifikant auftreten. Deshalb ist die Gesamtmenge der Elemente von Gruppe d vorzugsweise auf den Bereich von 0,0010 bis 0,010% beschränkt. Dies erlaubt eine Verbesserung der Stretchbördeleigenschaft ohne das Verursachen von Oberflächendefekten.
  • Das Gefüge des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend beschrieben.
  • Durchschnittlicher Kristallkorndurchmesser der Ferritphase: 20 μm oder weniger
  • Bei der vorliegenden Erfindung ist der Wert, der als durchschnittlicher Kristallkorndurchmesser benutzt wird, der höhere Wert von dem Wert, der aus einer Fotografie eines Teilgefüges durch ein Quadraturverfahren, definiert durch ASTM, berechnet wird und dem Nennwert, bestimmt durch ein Höhenverfahren, definiert durch ASTM (siehe beispielsweise Umemoto et al.: Heat Treatment, 24 (1984), S. 334).
  • Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung behält eine vorbestimmte Menge an gelöstem N in dem Produktschritt. Als ein Ergebnis des von den Erfindern durchgeführten Experiments und der Forschung hat man jedoch herausgefunden, dass Variationen der Reckalterungseigenschaft in den Stahlblechen auftreten, die die gleiche Menge an gelöstem N enthalten, und eine der Hauptgründe für diese Variationen ist ein Kristallkorndurchmesser. In dem Gefüge der vorliegenden Erfindung ist der Kristallkorndurchmesser wenigstens 20 μm oder weniger und vorzugsweise 15 μm oder weniger, um einen hohen BH-Wert und ΔTS stabil zu halten. Obwohl die detaillierten Mechanismen nicht bekannt sind, wird angenommen, dass dies mit der Segregation und Ausfällung von Legierungselementen in den Kristallkorngrenzen und der Einflüsse der Verarbeitung und des Erwärmungsablaufs der Segregationen und Ausfällungen verbunden ist.
  • Um eine Stabilität der Reckalterungseigenschaft zu erreichen, wird deshalb der Kristallkorndurchmesser der Ferritphase auf 20 μm oder weniger und vorzugsweise 15 μm oder weniger festgelegt.
  • Wie oben beschrieben, bedeutet bei der vorliegenden Erfindung "exzellente Reckalterungseigenschaft", dass beim Altern unter Haltebedingungen bei einer Temperatur von 170°C für 20 min nach Vorverformung mit einer Zugbelastung von 5%, die Zunahme der Verformungsspannung (repräsentiert durch die Menge an BH = Fließspannung nach Alterung – Vorverformungsspannung vor Alterung) nach Alterung 80 MPa oder mehr ist und die Zunahme der Zugfestigkeit (repräsentiert durch ΔTS = Zugfestigkeit nach Alterung – Zugfestigkeit ohne Verformungsalterung (strain aging)) nach Verformungsalterung (Vorverformung + Alterung) 40 MPa oder mehr ist.
  • Beim Definieren der Reckalterungseigenschaft ist die Menge an Vorbelastung (Vorverformung) ein wichtiger Faktor. Als ein Ergebnis der Forschung hinsichtlich des Einflusses der Menge an Vorbelastung auf die Reckalterungseigenschaft haben die Erfinder herausgefunden, dass (1) die Verformungsspannung in dem oben beschriebenen Verformungssystem als eine Menge an ungefährer einachsiger Belastung (strain) (Zugverformung) beschrieben werden kann, außer in dem Fall von erhöhtem Tiefziehen, (2) die Menge an einachsiger Belastung eines tatsächlichen Teils 5% überschreitet, und (3) die Festigkeit eines Teils ausreichend der Festigkeit (YS und TS), erhalten nach Verformungsalterung und einer 5%igen Vorbelastung, entspricht. Bei der vorliegenden Erfindung, basierend auf diesen Entdeckungen, wird die Vorverformung der Verformungsalterung als eine Zugverformung von 5% definiert.
  • Konventionelle Beschichtung und Bakingbedingungen enthalten 170°C und 20 min als Standard. Wenn eine Verformung von 5% an dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung angelegt wird, welches eine große Menge an gelöstem N enthält, kann Härten sogar bei Altern bei einer niedrigen Temperatur erzielt werden. Anders ausgedrückt, der Bereich der Alterungsbedingungen kann ausgeweitet werden. Um eine genügende Härtungsmenge zu erhalten, ist Beibehaltung bei einer höheren Temperatur für eine längere Zeit generell vorteilhaft, sofern eine Entfestigung durch Überaltern nicht eintritt.
  • Insbesondere bei dem Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist die untere Grenze der Erwärmungstemperatur, bei welcher Härtung signifikant nach Vorverformung stattfindet, ungefähr 100°C. Mit einer Erwärmungstemperatur von über 300°C erreicht die Härtung anderseits ihren Höhepunkt, wodurch die Neigung zum Enthärten entsteht und wodurch Wärmespannung und Anlassfarbe verursacht wird. Mit der Beibehaltungszeit von ungefähr 30 Sekunden oder mehr kann Härtung bei einer Erwärmungstemperatur von ungefähr 200°C ausreichend erzielt werden. Um eine stabilere Härtung zu erhalten, ist die Beibehaltungszeit vorzugsweise 60 Sekunden oder mehr. Eine Beibehaltung von über 20 Minuten ist jedoch in der Praxis nachteilig, weil weiteres Härten nicht erwartet werden kann und die Produktionseffizienz signifikant verschlechtert wird.
  • Deshalb werden bei der vorliegenden Erfindung die konventionellen Beschichtungs- und Bakingbedingungen, d. h. die Erwärmungstemperatur von 170°C und die Beibehaltungszeit von 20 Minuten als die Alterungsbedingungen festgelegt. Mit dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann Härtung, sogar bei Alterungsbedingungen einer niedrigen Erwärmungstemperatur und einer kurzen Beibehaltungszeit, welche bei einem konventionellen Bake-Härtungsstahlblech eine ausreichende Härtung nicht erzielen, stabil erzielt werden. Das Erwärmungsverfahren ist nicht beschränkt und atmosphärisches Erwärmen mit einem Ofen, welcher generell zum Beschichten und Baken benutzt wird und andere Verfahren, wie beispielsweise Induktionserwärmung, Erwärmung mit einer nicht oxidierenden Flamme, einem Laser, Plasma oder dergleichen, können benutzt werden.
  • Die Festigkeit eines Kraftfahrzeugbauteils muss ausreichend sein, um einer externen, komplizierten Spannungsbelastung zu widerstehen und somit ist Festigkeit in einem Niedrigbelastungsbereich, aber auch Festigkeit in einem Hochbelastungsbereich, für ein Ausgangsmaterialstahlblech wichtig. In Anbetracht dieser Tatsache ist bei dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung, welches als Ausgangsmaterial für Kraftfahrzeugbauteile benutzt wird, BH 80 MPa oder mehr und ΔTS 40 MPa oder mehr. Besonders bevorzugt ist BH 100 MPa oder mehr und ΔTS 50 MPa oder mehr. Um BH und ΔTS weiterhin zu erhöhen, kann die Erwärmungstemperatur beim Altern auf eine höhere Temperatur festgelegt werden und/oder die Beibehaltungszeit kann auf eine längere Zeit festgelegt werden.
  • Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat den Vorteil, dass, wenn erlaubt wird, dass das Stahlblech bei Raumtemperatur für ungefähr 1 Woche ohne Erwärmen nach Umformen liegen bleibt, eine Erhöhung der Festigkeit um ungefähr 40% zu der zum Zeitpunkt des vollenden des Alterns erwartet werden kann.
  • Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat auch den Vorteil, dass sogar, wenn es in einem ungeformten Zustand bei Raumtemperatur für eine lange Zeit beibahalten wird, eine Alterungsverschlechterung (eine Erhöhung von YS und Verschlechterung von EI (Dehnung)) nicht eintritt, anders als bei einem konventionellen gealterten Stahlblech. Um das Eintreten von Problemen beim tatsächlichen Pressformen zu verhindern, ist es notwendig, dass beim Altern bei Raumtemperatur für 3 Monate vor Pressformen eine Erhöhung von YS 30 MPa oder weniger, eine Verringerung der Dehnung 2% oder weniger und eine Rückgewinnung der Förderpunktdehnung 0,2% oder weniger ist.
  • Bei der vorliegenden Erfindung kann die Oberfläche des kaltgewalzten Stahlblechs durch Feuerverzinken oder legiertes Feuerverzinken ohne Weiteres beschichtet werden und TS, BH und ΔTS sind gleich zu denen vor dem Galvanisieren. Als das Galvanisierungsverfahren kann Elektrogalvanisieren, Feuerverzinken, Legierungsfeuerverzinkungsgalvanisieren, Verzinnen, Verchromen, Vernickeln oder dergleichen vorzugsweise benutzt werden.

Claims (1)

  1. Ein kaltgewalztes Stahlblech mit exzellenter Reckalterungseigenschaft, umfassend eine Zusammensetzung, in Gew.-%: C: 0,15% oder weniger; Si: 0,005% bis 1,0%; Mn: 0,01% bis 2,0%; P: 0,1% oder weniger; S: 0,01% oder weniger; Nb: 0,005% bis 0,050%; B: 0,0001% bis 0,0030%; Al: 0,005 bis 0,030%; und N: 0,0050 bis 0,0400%;
    wobei N/Al 0,30 oder mehr ist, die Menge an gelöstem N 0,0010% oder mehr ist, optional ferner umfassend wenigstens eine der folgenden Gruppen a bis c: Gruppe a: wenigstens eine von Cu, Ni, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger; Gruppe b: wenigstens eine von Ti und V in einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger; und Gruppe c: eine oder beide von Ca und REM in einer Gesamtmenge von 0,0010 bis 0,010%; und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und das Stahlblech hat einen Kristallkorndurchmesser von 20 μm oder weniger.
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