DE60125253T2

DE60125253T2 - Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften

Info

Publication number: DE60125253T2
Application number: DE60125253T
Authority: DE
Inventors: Chikara c/o Technical Research Labor Chiba-shi Chiba Kami; Akio c/o Chiba Works Chiba-shi Chiba Tosaka; Kazunori c/o Tech. Research Laborato Osawa; Shinjiro c/o Tech. Research Laborato Chiba-shi Chiba Kaneko; Takuya c/o Tech. Research Laboratori Chiba-shi Chiba Yamazaki; Kaneharu c/o Tech. Research Laborato Chiba-shi Chiba Okuda; Takashi c/o Chiba Works Chiba-shi Chiba Ishikawa
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-02-29
Filing date: 2001-02-14
Publication date: 2007-04-05
Anticipated expiration: 2021-02-15
Also published as: DE60121266D1; US20030047256A1; EP1571229B1; EP1571230B1; US20030145920A1; DE60127879T2; CN1366559A; WO2001064967A1; TW550296B; EP1193322A1; US20030188811A1; US6902632B2; DE60125253D1; US6899771B2; EP1193322B1; EP1571230A1; EP1571229A1; CN1145709C; KR20010112947A; KR100595946B1

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech, welches hauptsächlich für Kraftfahrzeugkarosserien nützlich ist und bezieht sich insbesondere auf ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit (TS) von 440 MPa oder höher und exzellenten Reckalterungseigenschaften, und die Herstellung davon. Das hochfeste, kaltgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist vielseitig einsetzbar, erstreckend von relativ leichter Bearbeitung, wie beispielsweise Umformen zu einem Rohr durch leichtes Biegen und Profilwalzen bis relativ schwerem Ziehen. Außerdem enthält das Stahlblech der vorliegenden Erfindung ein Stahlband.
"Mit exzellenten Reckalterungseigenschaften" gemäß der vorliegenden Erfindung deutet an, dass eine Zunahme der Verformungsspannung (deformation stress) vor und nach einer Alterungsbehandlung (auch genannt BH-Menge; BH-Menge = Fließspannung nach der Alterungsbehandlung – Vorverformungsspannung vor der Alterungsbehandlung) 80 MPa oder höher unter den Alterungsbedingungen mit halten der Temperatur bei 170°C für 20 Minuten nach der Vorverformung bei der 5%igen Zugverformung ist, und dass eine Zunahme der Zugfestigkeit (genannt ΔTS; ΔTS = Zugfestigkeit nach der Alterungsbehandlung – Zugfestigkeit vor der Vorverformung) vor und nach einer Reckalterungsbehandlung (die Vorverformung + der Alterungsbehandlung) 40 MPa oder höher ist.
Stand der Technik
Die Verringerung des Gewichts von Kraftfahrzeugkarosserien ist ein kritischer Faktor gewesen, was sich auf die Regulierung der Abgasemissionen und jüngsten globalen Umweltproblemen bezieht. Um die Karosserie eines Kraftfahrzeugs leichter zu gestalten, ist es wirksam, die Dicke von Stahlblechen durch Erhöhen der Festigkeit der Stahlbleche, die in Mengen benutzt werden, zu reduzieren, mit anderen Worten, durch Nutzung hochfester Stahlbleche.
Auch Kraftfahrzeugbauteile aus dünnen hochfesten Stahlblechen müssen im Hinblick auf deren Zweck ausreichend funktionieren. Die Funktion enthält beispielsweise statische Festigkeit gegen Biegen und Torsionsverformung, Dauerfestigkeit, Schlagbiegefestigkeit und dergleichen. Deshalb müssen hochfeste Stahlbleche zur Nutzung für Kraftfahrzeugbauteile auch solche exzellenten Eigenschaften nach ihrer Umformung aufweisen.
Außerdem wird Pressformen an Stahlblechen zum Formen von Kraftfahrzeugbauteilen durchgeführt. Wenn die Stahlbleche jedoch zu fest sind, treten die folgenden Probleme auf:

(1) Abnahme der Formerstarrungsfähigkeit (shape freezability); und
(2) Probleme, wie beispielsweise Risse und Einschnürungen, treten während Umformen aufgrund einer Abnahme der Duktilität auf. Die Anwendung von hochfesten Stahlblechen für Kraftfahrzeugkarosserien ist beschränkt.

Um dieses Problem zu überwinden, sind Stahlbleche, welche einen Stahl mit extra niedrigem Kohlenstoff als ein Material benutzen und bei welchen die Menge an C, der letztendlich in einem Festlösungszustand verbleibt, innerhalb eines geeigneten Bereichs kontrolliert wird, beispielsweise als kaltgewalzte Stahlbleche für eine äußere Blechtafel bekannt. Dieser Typ von Stahlblech wird während Pressformen weich gehalten und behält seine Formerstarrungsfähigkeit und Duktilität und behält den Einbeulungswiderstand aufgrund einer Zunahme der Fließfestigkeit, welche das Reckalterungsphänomen während des Beschichten und Baking-Prozesses von 170°C × ungefähr 20 Minuten nach Pressformen benutzt. In diesem Stahlblechtyp ist C im Stahl in einem Festlösungszustand während Pressformens aufgelöst und der Stahl ist weich. Andererseits wird Festlösungs-C nach Pressformen an einer Versetzung fixiert, die während des Pressformens, beim Beschichten- und Baking-Prozess, hervorgerufen wird, wodurch die Fließspannung erhöht wird.
Eine Erhöhung der Fließspannung aufgrund von Reckalterung wird jedoch bei diesem Stahlblechtyp niedrig gehalten, um Fließfiguren, welche später Oberflächendefekte bilden, zu vermeiden. Es besteht somit ein geringer Beitrag zur tatsächlichen Gewichtsreduzierung der Bauteile.
Insbesondere muss nicht nur die Fließspannung durch Reckalterung erhöht werden, sondern die Festigkeitseigenschaften müssen auch erhöht werden, um das Gewicht der Bauteile zu reduzieren. Mit anderen Worten, es ist erwünscht, die Bauteile durch Erhöhen der Zugfestigkeit nach Reckalterung fester auszubilden.
Für Anwendungen, bei welchen die Erscheinung nicht im Vordergrund steht, werden Stahlbleche vorgeschlagen, bei welchen eine Baking-Hardening-Menge weiterhin durch Festlösungs-N erhöht wird und Stahlbleche, welche ein Verbundgefüge, bestehend aus Ferrit und Martensit haben, und somit eine verbesserte Baking-Härtbarkeit aufweisen.
Beispielsweise offenbart die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, eine Herstellung eines hochfesten, dünnen Stahls mit guter Duktilität und Punktschweißbarkeit, bei welcher der Stahl, enthaltend 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 bei 550°C oder weniger zum Warmwalzen aufgewickelt wird und Glühung nach Kaltwalzen ist eine kontrollierte Abkühlungs-Wärmebehandlung. Das gemäß der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, hergestellte Stahlblech hat ein gemischtes Gefüge, bestehend aus einer Niedrigtemperatur-Umwandlungsproduktphase, hauptsächlich mit Ferrit und Martensit und hat exzellente Duktilität. Gleichzeitig wird eine hohe Festigkeit durch Nutzung von Reckalterung während einem Beschichten- und Baking-Prozess aufgrund von N, welcher aktiv hinzugefügt wird, erzielt.
Gemäß der Lehre der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, ist eine Zunahme der Fließspannung YS aufgrund von Reckalterung jedoch hoch, aber eine Zunahme der Zugfestigkeit TS ist gering. Außerdem ist die Fluktuation der mechanischen Eigenschaften groß, so dass ein Zunahme der Fließspannung YS groß und ungleichmäßig ist. Es ist somit zum jetzigen Zeitpunkt nicht möglich, von einem Stahlblech das dünn genug ist, zu erwarten, bei der Gewichtsreduzierung von Kraftfahrzeugbauteilen beizutragen.
Außerdem offenbart die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979 ein kaltgewalztes, hochfestes Stahlblech mit Baking-Härtbarkeit. Das Stahlblech enthält 0,08 bis 0,20% an C und 1,5 bis 3,5% an Mn und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Bestandteile. Das Stahlgefüge besteht aus einheitlichen Bainit, enthaltend 5% oder weniger an Ferrit, oder Bainit, teilweise enthaltend Martensit. Bei dem in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, beschriebenen kaltgewalzten Stahlblech ist eine Baking-Härtbarkeitsmenge, als ein Gefüge hauptsächlich mit Bainit größer als eine konventionell benutzte, aufgrund von Abschrecken in dem Temperaturbereich von 400 bis 200°C und dem darauf folgenden langsamen Abkühlen in einem Abkühlungsprozess nach Durchlaufglühen.
Obwohl eine Baking-Härtungsmenge größer als die konventionell benutzte ist, kann aufgrund einer Zunahme der Fließfestigkeit nach Beschichten und Baking in dem kaltgewalzten Stahlblech, beschrieben in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, die Zugfestigkeit jedoch nicht erhöht werden. Wenn das Stahlblech für haltbare Bauteile benutzt wird, kann die Verbesserung der Dauerfestigkeit und Schlagbiegefestigkeit nicht erwartet werden. Es besteht somit immer noch ein Problem, dass das Stahlblech nicht für Anwendungen benutzt werden kann, welche Dauerfestigkeit, Schlagbiegefestigkeit und dergleichen dringend benötigen.
Obwohl es ein warmgewalztes Stahlblech ist, wird ein Stahlblech mit sowohl höherer Fließspannung als auch Fließfestigkeit aufgrund einer Wärmebehandlung nach Pressformen vorgeschlagen.
Beispielsweise schlägt die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 8-23048, eine Herstellung einer warmgewalzten Stahlplatte vor, die ein Verbundgefüge hauptsächlich aus Ferrit und Martensit hat, bei welchem der Stahl, enthaltend 0,02 bis 0,13% an C, 2,0% oder weniger an Si, 0,6 bis 2,5% an Mn, 0,10% oder weniger an sol. Al, und 0,0080 bis 0,0250% an N bei 1100°C oder höher wiedererwärmt wird und Endwalzen wird bei 850 bis 900°C zum Warmwalzen abgeschlossen. Dann wird der Stahl auf weniger als 150°C bei einer Abkühlrate von 15°C/Sek. oder höher abgekühlt und wird aufgewickelt. Obwohl sowohl die Fließspannung als auch die Zugfestigkeit aufgrund der Reckalterung in dem Stahlblech, hergestellt gemäß der in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 8-23048 beschriebenen Art und Weise, erhöht werden, wird jedoch der Stahl bei einer extrem niedrigen Aufwickeltemperatur von weniger als 150°C aufgewickelt. Die Uneinheitlichkeit der mechanischen Eigenschaften ist somit groß und beschwerlich. Probleme bestanden auch darin, dass Zunahmen der Fließspannung nach einer Pressformen-Beschichten- und Baking-Behandlung uneinheitlich sind und außerdem ein Loch-Ausdehnungsverhältnis (λ) niedrig ist, so dass Stretch-Bördelverarbeitbarkeit abnimmt und Pressformen ungenügend wird.
Hochfeste Stahlbleche mit relativ hoher Fließspannung enthalten so genannten ausscheidungsverfestigten Stahl, zu welchem Carbonnitrid formende Elemente, wie beispielsweise Ti, Nb und V hinzugefügt werden, und welcher durch die feinen Ablagerungen davon verfestigt wird. Anders als warmgewalzte Stahlbleche, die einen ausreichenden Wärmeschutzprozess nach Warmwalzen durchlaufen, ist es schwierig für kaltgewalzte Stahlbleche, ausreichende Ausfällung in einem kurzen Zeitraum von Durchlaufglühen zu erhalten. Es war schwierig, ein Stahlblech mit hohem Fließverhältnis herzustellen (Verhältnis von Fließspannung relativ zu Zugfestigkeit: YS/TS). Insbesondere wenn C für die Schweißbarkeit verringert wird, wird es noch schwieriger, hohe Fließverhältnisse zu erzielen, wahrscheinlich weil die Menge an Ablagerungen an sich in einem Bereich, indem die Menge an C gering ist, sich verringert und dies ist problematisch.
Obwohl die oben genannten Stahlbleche exzellente Festigkeit nach Beschichten und Baking-Behandlung bei einem einfachen Zugversuch aufweisen, sind die Festigkeiten im Wesentlichen uneinheitlich, wenn plastische Verformung unter tatsächlichen Pressbedingungen durchgeführt wird. Diese Stahlbleche sind nicht ausreichend anwendbar für Bauteile, welche zuverlässig sein müssen.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, diese Beschränkungen der konventionellen, oben genannten Gattung zu durchbrechen und ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit exzellenten Reckalterungseigenschaften, hoher Formbarkeit und stabiler Qualität und somit mit ausreichender Festigkeit, nachdem es zu Kraftfahrzeugbauteilen geformt worden ist, die vollständig zu der Reduzierung des Gewichts von Kraftfahrzeugkarosserien beitragen, und die Herstellung davon, die die Stahlbleche ohne die Formen davon zu beschädigen, wirtschaftlich herstellen kann, bereitzustellen. Die Reckalterungseigenschaften der vorliegenden Erfindung zielen auf 80 MPa oder mehr an BH-Mengen und 40 MPa oder mehr an ΔTS unter den Alterungsbedingungen von Halten der Temperatur bei 170°C für 20 Minuten nach Vorverformung bei 5%iger Zugverformung (tensile strain) ab.
Außerdem kann das Stahlblech auch vorteilhaft für insbesondere Bauteile, zu welchen eine relativ geringe Belastung (strain) angelegt wird, eingesetzt werden. Es ist somit auch eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit hohem Fließverhältnis von 0,7 oder höher bereitzustellen, um somit die Blechfließspannung zu erhöhen und die Festigkeit der Bauteile zu stabilisieren.
Offenbarung der Erfindung
Die gegenwärtigen Erfinder haben Stahlbleche durch Verändern der Zusammensetzungen und Bedingungen hergestellt, um die oben genannte Aufgabe zu erzielen und haben viele Materialauswertungen durchgeführt. Demzufolge hat man herausgefunden, dass die Verbesserung der Formbarkeit und eine Zunahme der Festigkeit nach Umformen auf einfache Weise durch wirksames Nutzen eines hohen Reckalterungsphänomens aufgrund eines Verfestigungselementes N, welches konventionell nie aktiv eingesetzt wurde, auf einfache Art und Weise erzielt werden kann.
Außerdem haben die gegenwärtigen Erfinder eingesehen, dass es notwendig ist, Reckalterungsphänomen aufgrund von N und Beschichten- und Baking-Bedingungen von Kraftfahrzeugen vorteilhaft zu kombinieren, oder ferner Wärmebandlungsbedingungen nach aktivem Formen, und dass es wirksam ist, das Mikrogefüge von Stahlblechen und Festlösungs-N in bestimmten Bereichen unter geeigneten Warmwalzbedingungen und Kaltwalzen, Kaltwalzglühungsbedingungen davon, zu kontrollieren. Sie haben auch herausgefunden, dass es wichtig ist, im Hinblick auf die Zusammensetzung, insbesondere einen Al-Anteil in Reaktion auf einen N-Anteil zu kontrollieren, um ein stabiles Reckalterungsphänomen aufgrund von N bereitzustellen. Außerdem haben die gegenwärtigen Erfinder erkannt, dass N ausreichend benutzt werden kann, ohne ein konventionelles Problem, wie beispielsweise Raumtemperatur Alterungsverschlechterung zu verursachen, wenn das Mikrogefüge der Stahlbleche aus Ferrit als eine Hauptphase besteht und eine durchschnittliche Korngröße von 10 μm oder weniger aufweist.
Außerdem haben die gegenwärtigen Erfinder herausgefunden, dass niedrige Fließverhältnisse erhalten werden und sich die Duktilität und Umformbarkeit verbessert, wenn das Mikrogefüge der Stahlbleche aus Ferrit als eine Hauptphase besteht und Martensit als eine zweite Phase ein Flächenverhältnis von 3% oder höher enthält. Gleichzeitig kann das Reckalterungsphänomen aufgrund von N effektiv genutzt werden, wodurch die Festigkeit nach Umformen erhöht und die Schlagbiegefestigkeit der Bauteile verbessert wird.
Mit anderen Worten, die gegenwärtigen Erfinder haben herausgefunden, dass ein Stahlblech mit weit überlegener Formbarkeit als konventionelle festlösungsverfestigte Typen von C-Mn-Stahlblechen und ausscheidungsverfestigte Typen von Stahlblechen und Reckalterungseigenschaften, die bei den oben genannten konventionellen Stahlblechen nicht vorhanden sind, bereitgestellt wird, wenn N als ein Verfestigungselement benutzt wird und ein Al-Anteil auf einen geeigneten Bereich in Reaktion auf ein N-Anteil kontrolliert wird; gleichzeitig werden ein geeignetes Mikrogefüge und Festlösungs-N unter den optimalen Warmwalzbedingungen und Kaltwalzen, Kaltwalzglühbedingungen bereitgestellt.
Die gegenwärtigen Erfinder haben ferner herausgefunden, dass ein Stahlblech mit weit überlegener Formbarkeit als konventionelle festlösungsverfestigte Typen von C-Mn-Stahlblechen und ausscheidungsverfestigte Typen von Stahlblechen hohe Fließverhältnisse von 0,7 oder höher und Reckalterungseigenschaften, die nicht in den oben genannten konventionellen Stahlblechen vorhanden sind, bereitgestellt werden, wenn N als ein Verfestigungselement benutzt wird und ein Al-Anteil auf einen geeigneten Bereich in Reaktion auf einen N-Anteil kontrolliert wird; gleichzeitig wird ein geeignetes Mikrogefüge, Festlösungs-N (N in einem Festlösungszustand), und eine Nb-Ablage (Nb deposit) (abgelagertes Nb) unter den optimalen Warmwalzbedingungen und Kaltwalzen, Kaltwalzglühungsbedingungen, bereitgestellt werden.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat eine höhere Festigkeit nach einer Beschichten- und Baking-Behandlung in einem einfachen Zugversuch als konventionelle Stahlbleche. Die Schwankung der Festigkeit ist außerdem gering, wenn plastische Verformung unter tatsächlichen Pressbedingungen durchgeführt wird, und die Festigkeit der Bauteile ist stabil. Beispielsweise ist ein Bauteil, bei dem die Dicke aufgrund von schwerer Belastung reduziert worden ist, härter als andere Bauteile und neigt sogar dazu, in der Auslastungskapazität (weighting load capacity) von (Blechdicke) × (Festigkeit) zu sein, und die Festigkeit, wenn die Bauteile stabil werden.
Die vorliegende Erfindung wurde ferner durch weitere Untersuchungen, basierend auf den oben genannten Erkenntnissen, vervollständigt.
Die vorgenannten Probleme werden durch ein Produkt, wie in Anspruch 1 angegeben, und ein Verfahren, wie in Anspruch 2 angegeben, gelöst. Eine bevorzugte Ausführungsform des Verfahrens ist in Anspruch 3 angegeben.
Beste Art zum Ausführen der Erfindung
Zuerst werden die Gründe zum Beschränken der Zusammensetzung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung erläutert. Gew.-% wird nachfolgend lediglich als % abgekürzt.
C: 0,005 bis 0,15%
C ist eine Komponente, die die Festigkeit eines Stahlblechs erhöht. Um außerdem die wichtigen Merkmale der vorliegenden Erfindung, beispielsweise die durchschnittliche Korngröße von Ferrit von 10 μm oder weniger zu erzielen und ferner die erwünschte Festigkeit beizubehalten, ist C bei 0,005% oder mehr enthalten. Bei über 0,15% wird jedoch ein Teilverhältnis von Carbid in einem Stahlblech überhöht und verringert somit deutlich die Duktilität und verschlechtert die Formbarkeit. Außerdem verschlechtert sich die Punktschweißbarkeit, Lichtbogenschweißbarkeit und dergleichen wesentlich. Im Hinblick auf die Formbarkeit und Schweißbarkeit ist der Anteil an C auf 0,15% oder weniger oder vorzugsweise 0,10% oder weniger beschränkt. Für Anwendungen, die eine weiterhin verbesserte Duktilität erfordern, ist C vorzugsweise bei 0,08% oder weniger enthalten. Für Anwendungen, die eine besonders bevorzugte Duktilität erfordern, ist C vorzugsweise bei 0,05% oder weniger enthalten.
Mn: 0,2 bis 3,0%
Mn ist ein nützliches Element, welches S davon abhält, thermische Rissbildungen zu verursachen und wird vorzugsweise in Reaktion auf den S-Anteil hinzugefügt. Außerdem ist Mn bei der Verfeinerung von Kristallkörnern, das ein wichtiges Merkmal der vorliegenden Erfindung ist, wirksam. Es wird bevorzugt Mn aktiv hinzuzufügen, um die Qualität eines Materials zu verbessern. Außerdem ist Mn ein Element, welches die Härtbarkeit verbessert. Es wird bevorzugt, Mn aktiv hinzuzufügen, um eine Martensitphase als eine zweite Phase Stabil zu formen. Mn ist bei 0,2% oder mehr zum stabilen Fixieren von S und zum Formen einer Martensitphase enthalten.
Außerdem ist Mn ein Element, welches die Stahlblechfestigkeit erhöht und ist vorzugsweise bei 1,2% oder mehr zum Bereitstellen einer Festigkeit von mehr als TS 500 MPa enthalten. Es ist vorteilhafter, Mn bei 1,5% oder mehr zum stabilen Beibehalten der Fes tigkeit zu enthalten. Wenn ein Mn-Anteil zu diesem Niveau erhöht wird, werden die Schwankungen von mechanischen Eigenschaften und Reckalterungseigenschaften eines Stahlblechs in Bezug auf die Änderung der Herstellungsbedingungen, enthaltend Warmwalzbedingungen, gering, wodurch die Qualität somit effektiv stabilisiert wird.
Mn senkt auch einen Umwandlungspunkt während eines Warmwalzprozesses. Da Mn mit Si hinzugefügt wird, kann es verhindern, dass Si einen Umwandlungspunkt erhöht. Insbesondere bei Produkten mit dünnen Blechdicken ist es wichtig, die Anteile von Mn und Si strikt auszugleichen, da sich die Qualität und Formsensibilität aufgrund der Schwankung der Umwandlungspunkte ändern. Demzufolge wird besonders bevorzugt, dass Mn/Si 3,0 oder höher ist.
Wenn andererseits Mn bei einer großen Menge von mehr als 3,0% enthalten ist, neigt der thermische Verformungswiderstand eines Stahlblechs zum Erhöhen und die Punktschweißbarkeit und die Formbarkeit einer Schweißzone neigen zur Verschlechterung. Außerdem neigt die Duktilität zur deutlichen Abnahme, da die Erzeugung von Ferrit beschränkt ist. Der Anteil von Mn ist somit auf 3,0% oder weniger beschränkt. Zusätzlich ist der Anteil von Mn vorzugsweise 2,5% oder weniger für Anwendungen, welche gute Korrosionsbeständigkeit und Formbarkeit verlangen. Für Anwendungen, die bessere Korrosionsbeständigkeit und Formbarkeit erfordern, ist der Mn-Anteil 1,5% oder weniger.
S: 0,02% oder weniger
S ist ein Einschluss in einem Stahlblech und ist ein Element, welches die Duktilität eines Stahlblechs und auch die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert. Bei der vorliegenden Erfindung ist der Anteil an S auf 0,02% oder weniger beschränkt. Für Anwendungen, die eine besonders gute Formbarkeit erfordern, ist der Anteil vorzugsweise 0,015% oder weniger. Wenn Stretch-Bördelverarbeitbarkeit besonders erforderlich ist, ist der Anteil an S vorzugsweise 0,008% oder weniger. Außerdem ist der Anteil an S vorzugsweise auf 0,008% oder weniger beschränkt, obwohl die detaillierten Mechanismen davon unklar sind, um hohe Reckalterungseigenschaften stabil beizubehalten.
Al: 0,001 bis 0,02%
Al ist ein nützliches Element, welches als ein Desoxidationsmittel wirkt und verbessert die Reinheit des Stahls. Außerdem ist Al ein Element, welches das Gefüge eines Stahlblechs verfeinert. Bei der vorliegenden Erfindung ist Al bei 0,001% oder mehr enthalten. Andererseits verschlechtert überhöhter Al die Oberflächeneigenschaften eines Stahlblechs und außerdem wird Festlösungs-N als ein wichtiges Merkmal der vorliegenden Erfindung verringert. Festlösungs-N, der zu dem Reckalterungsphänomen beiträgt, wird somit ungenügend und Reckalterungseigenschaften werden wahrscheinlich inkonsistent, wenn die Herstellungsbedingungen verändert werden. Demzufolge ist der Al-Anteil bei der vorliegenden Erfindung auf niedrige 0,02% oder weniger beschränkt. Im Hinblick auf die Materialstabilität ist der Al-Anteil vorzugsweise 0,015% oder weniger.
N: 0,0050 bis 0,0250%
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs aufgrund von Festlösungsverfestigung und Reckalterung erhöht und ist das wichtigste Element der vorliegenden Erfindung. N verringert auch den Umwandlungspunkt von Stahl und ist auch für stabile Verarbeitung unter einer Bedingung von Walzen von dünnen Blechen, während die Umwandlungspunkte sehr unterbrochen werden, nützlich. Durch Hinzufügen einer geeigneten Menge an N und Kontrollieren der Herstellungsbedingungen erhält die vorliegende Erfindung Festlösungs-N in einer notwendigen und ausreichenden Menge für kaltgewalzte Produkte und galvanisierte Produkte. Demzufolge erhöht sich die Festigkeit (YS, TS) bei Festlösungsverfestigung und Reckalterung ausreichend. Die mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung sind dauerhaft erfüllt, enthaltend 440 MPa oder mehr an TS, 80 MPa oder mehr an Baking-Härtungsmenge (BH-Menge) und eine Zunahme der Zugfestigkeit vor und nach eines Reckalterungsprozesses ΔTS von 40 MPa oder mehr.
Wenn der Anteil an N weniger als 0,0050% ist, ist eine Zunahme der Festigkeit wahrscheinlich nicht stabil. Wenn anderseits der Anteil an N 0,0250% überschreitet, neigt ein Stahlblech dazu, mehr innere Defekte aufzuweisen und Brammenrissbildung und dergleichen tritt mit großer Wahrscheinlichkeit häufiger während Stranggießen ein. Der N-Anteil ist somit in dem Bereich von 0,0050 bis 0,0250%. Für die Qualitätsstabilität und der Verbesserung der Fördermenge des gesamten Herstellungsprozesses ist der Anteil an N besonders bevorzugt 0,0070 bis 0,0170%. Wenn der N-Anteil innerhalb des Be reichs der vorliegenden Erfindung ist, bestehen keine negativen Effekt hinsichtlich der Schweißbarkeit beim Punktschweißen, Lichtbogenschweißen oder dergleichen.
N in einem Festlösungszustand: 0,0010% oder mehr
Um eine ausreichende Festigkeit zu erhalten und außerdem genügende Reckalterung aufgrund von N in kaltgewalzten Produkten bereitzustellen, sollte Stahl N in einem Festlösungszustand (auch Festzustands-N genannt) bei einer Menge (Konzentration) von 0,0010% oder mehr enthalten.
Die Menge an Festlösungs-N wird durch Subtrahieren einer abgelagerten N-Menge von einer Gesamtmenge an N im Stahl berechnet. Basierend auf dem Vergleich von unterschiedlichen Analysen von den gegenwärtigen Erfindern ist es wirksam, eine abgelagerte N-Menge gemäß eines elektrolytischen Extraktionsverfahrens durch Anlegen einer Gleichspannungselektrolyse zu Analysieren. Verfahren zum Auflösen von Ferrit zum Extrahieren und Analysieren enthalten Säureauflösung, Halogenisierung und Elektrolyse. Unter diesen kann Elektrolyse nur Ferrit stabil auflösen, ohne instabile Ablagerungen, wie beispielsweise Carbide und Nitride, aufzulösen. Acetylaceton-basierendes Elektrolyt wird für Elektrolyse bei Gleichspannung benutzt. Bei der vorliegenden Erfindung zeigte eine abgelagerte N-Menge durch die Messung einer Gleichspannungselektrolyse die besten Ergebnisse in Bezug auf die tatsächliche Festigkeit von Bauteilen.
Nachdem ein Rest durch die Gleichspannungselektrolyse extrahiert worden ist, wird ein N-Anteil in dem Rest durch chemische Auflösung als eine Ablagerungs-N-Menge der vorliegenden Erfindung gefunden.
Um eine hohe BH-Menge und ΔTS bereitzustellen, ist die Menge an Festlösungs-N 0,0020% oder mehr. Für eine höhere BH-Menge und ΔTS wird bevorzugt, dass die Menge 0,0030% oder mehr ist. Für eine noch höhere BH-Menge und ΔTS ist die Menge an Festlösungs-N vorzugsweise 0,0050% oder mehr.
N/Al (Verhältnis zwischen N-Anteil und Al-Anteil): 0,3 oder mehr
Um ein Restfestlösungs-N stabil bei 0,0010% oder mehr in einem Produkt zu haben, ist es notwendig, die Menge an Al als ein Element zum festen Fixieren von N zu kontrollieren. Nach Untersuchungen von Stahlblechen mit unterschiedlichen Kombinationen von N- und Al-Anteilen innerhalb den Zusammensetzungsbereichen der vorliegenden Erfindung hat man herausgefunden, dass N/Al 0,3 oder höher sein muss, um 0,0010% oder mehr an Festlösungs-N in einem kaltgewalzten Produkt und einem galvanisierten Produkt bereitzustellen, wenn die Menge an Al auf niedrige 0,02% oder weniger beschränkt ist. Mit anderen Worten, der Al-Anteil ist auf (N-Anteil)/0,3 oder weniger beschränkt.

Bei der vorliegenden Erfindung wird bevorzugt eine Gruppe oder zwei oder mehrere Gruppen der folgenden e bis h zusätzlich zu der oben genannten Zusammensetzung hinzuzufügen:

Gruppe e:	eine oder zwei oder mehrere Elemente von Cu, Ni, Cr und Mo, insgesamt 1,0% oder weniger;
Gruppe f:	eine oder zwei Elemente von Ti und V bei insgesamt 0,1% oder weniger;
Gruppe g:	0,0030% oder weniger an B; und
Gruppe h:	ein oder zwei Elemente von Ca und REM bei insgesamt 0,0010 bis 0,010%.

Die Elemente Cu, Ni, Cr und Mo der Gruppe e tragen zu einer Erhöhung der Festigkeit, ohne die hohe Duktilität eines Stahlblechs zu verringern, bei. Dieser Effekt ist bei 0,01% oder höher an Cu, 0,01% oder höher an Ni, 0,01% oder höher an Cr und 0,01% oder höher an Mo sichtbar. Je nach Bedarf können die Elemente allein oder in Kombination ausgewählt und hinzugefügt werden. Wenn der Anteil jedoch zu hoch ist, erhöht sich der thermische Verformungswiderstand oder die chemische Umformbarkeit und die allgemeinen Oberflächenbehandlungseigenschaften werden verschlechtert. Das heißt, eine Schweißzone wird verhärtet und Schweißzonenformbarkeit wird somit verschlechtert. Demzufolge wird bevorzugt, dass die Gesamtmenge der Gruppe e vorzugsweise 1,0% oder weniger ist.
Die Elemente Ti und V der Gruppe f tragen zum Bereitstellen von feinen und einheitlichen Kristallkörnern bei. Dieser Effekt ist bei 0,002% oder höher an Ti und bei 0,002% oder höher an V erkennbar. Je nach Bedarf können die Elemente allein oder in Kombination ausgewählt und hinzugefügt werden. Wenn der Gehalt jedoch zu hoch ist, erhöht sich der thermische Verformungswiderstand und die chemische Umformbarkeit und die allgemeinen Oberflächenbehandlungseigenschaften werden verschlechtert. Es wird somit bevorzugt, dass Gruppe f bei einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger enthalten ist.
Das Element B der Gruppe g ist zum Verbessern der Härtbarkeit von Stahl wirksam. Das Element kann abhängig von den Anforderungen enthalten sein, um so ein Teilverhältnis einer Niedrigtemperaturumwandlungsphase, außer für eine Ferritphase, zu erhöhen und um die Festigkeit von Stahl zu erhöhen. Dieser Effekt ist sichtbar, wenn B bei 0,0002% oder mehr hinzugefügt wird. Wenn der Anteil jedoch zu hoch ist, sinkt die thermische Verformung und Festlösungs-N nimmt aufgrund der Erzeugung von BN ab. Deshalb wird bevorzugt, dass der Anteil an B 0,0030% oder weniger ist.
Die Elemente Ca und REM der Gruppe h sind zum Kontrollieren der Form von Einschlüssen wirksam. Insbesondere wenn Stretch-Bördelformbarkeit verlangt wird, wird bevorzugt die Elemente allein oder in Kombination hinzuzufügen. In diesem Fall, wenn der Gesamtanteil der Elemente der Gruppe h weniger als 0,0010% ist, ist die Wirkung zum Kontrollieren einer Form ungenügend. Wenn anderseits der Anteil 0,010% überschreitet, werden Oberflächendefekte sichtbar. Demzufolge wird bevorzugt, den Gesamtanteil der Gruppe h auf den Bereich von 0,0010 bis 0,010% zu beschränken.
Nachfolgend wird das Gefüge eines Stahlblechs der vorliegenden Erfindung erläutert.
Flächenverhältnis einer Ferritphase: 50% oder höher
Der Zweck eines kaltgewalzten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung ist eine Anwendung für Stahlbleche für Kraftfahrzeuge und dergleichen, das vorzugsweise gute Verarbeitbarkeit aufweist. Um die Duktilität beizubehalten, hat das Stahlblech ein Gefüge, enthaltend eine Ferritphase bei einem Flächenverhältnis von 50% oder höher. Wenn das Flächenverhältnis der Ferritphase weniger als 50% ist, ist es schwierig, die erforderliche Duktilität für ein Stahlblech für Kraftfahrzeuge, welches gute Verarbeitbarkeit aufweisen muss, zu erhalten. Für eine höhere Duktilität ist das Flächenverhältnis der Ferritphase vorzugsweise 75% oder höher. Das Ferrit der vorliegenden Erfindung enthält nicht nur normales Ferrit (polygonales Ferrit), sondern auch bainitisches Ferrit und nadelförmiges Ferrit, die keine Carbide enthalten.
Außerdem sind andere Phasen, außer einer Ferritphase, nicht besonders eingeschränkt. Um jedoch die Festigkeit zu erhöhen, ist eine Einzelphase oder eine gemischte Phase von Bainit und Martensit zu bevorzugen. Zusätzlich wird Abschreckaustenit oft bei weniger als 3% in den Komponentenbereichen und Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung geformt.
Um YS zu erhöhen, um somit die Fließverhältnisse (YR = YS/TS) bei 0,7 oder höher zu verbessern und um hohe Reckalterung aufgrund von N aufzuweisen, ist es wünschenswert bei der vorliegenden Erfindung, dass eine Phase (zweite Phase), andere als eine Ferritphase, ein Gefüge ist, das hauptsächlich aus Perlit besteht, mit anderen Worten, ein Gefüge bestehend aus perlitischer Einzelphase, oder ein Gefüge, das Bainit oder Martensit bei einem Flächenverhältnis von 2% oder weniger mit dem Rest Perlit enthält.
Andererseits ist die Zusammensetzung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung, bei welcher eine Martensitphase fein dispergiert ist und Fließfestigkeit reduziert ist, um niedrige Fließverhältnisse zu erreichen, ein Mikrogefüge, enthaltend eine Ferritphase als eine Hauptphase und eine Martensitphase als eine zweite Phase. Wenn das Flächenverhältnis der Ferritphase 97% überschreitet, können zusätzliche Effekte wie ein Verbundgefüge nicht erzielt werden.
Flächenverhältnis einer Martensitphase: 3% oder höher bis 30% oder weniger
Die Martensitphase als eine zweite Phase ist hauptsächlich an der Korngrenze der Ferritphase als eine Hauptphase verteilt. Martensit ist eine harte Phase und erhöht die Festigkeit eines Stahlblechs durch Verfestigen eines Gefüges. Während sich bewegende Verschiebungen während der Umwandlung erzeugen, verbessert der Martensit die Duktilität und verringert die Fließverhältnisse eines Stahlblechs. Diese Effekte sind deutlich, wenn Martensit bei 3% oder mehr vorhanden ist. Wenn Martensit 30% überschreitet, entsteht ein Problem, wie beispielsweise Verringerung der Duktilität. Das Flächenverhältnis von Martensit als eine zweite Phase ist somit zwischen 3% und 30%, vorzugs weise 20% oder weniger. Außerdem entstehen keine Probleme, wenn 10% oder weniger an Bainit als eine zweite Phase zusätzlich zu Martensit in diesen Mengen enthalten ist.
Durchschnittliche Kristallkorngröße: 10 μm oder weniger
Die vorliegende Erfindung verwendet eine größere Kristallkorngröße, berechnet aus einer Korngröße, basierend auf einem Bild eines Querschnittsgefüges durch ein Quadraturverfahren gemäß ASTM und einer nominalen Korngröße, basierend auf einem Bild eines Querschnittsgefüges durch ein Schneideverfahren gemäß ASTM (siehe beispielsweise Umemoto et al.: Heat Treatment, 24 (1984), 334).
Obwohl das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung eine vorbestimmte Menge an Festlösungs-N als ein Produkt aufweist, haben die Versuchsergebnisse der gegenwärtigen Erfinder gezeigt, dass die Reckalterungseigenschaften sogar bei einer konstanten Menge von Festlösungs-N sehr schwanken, wenn die durchschnittliche Kristallkorngröße einer Ferritphase 10 μm überschreitet. Die Verschlechterung von mechanischen Eigenschaften wird auch offensichtlich, wenn das Stahlblech bei Raumtemperatur beibehalten wird. Die detaillierten Mechanismen sind zur Zeit nicht bekannt. Es wird jedoch angenommen, dass eine Ursache der inkonsistenten Reckalterungseigenschaften die Kristallkorngröße ist und dass die Kristallkorngröße in Beziehung zu der Absonderung und Ausfällung von Legierungselementen in eine Korngrenze steht und außerdem die Wirkung der Verarbeitungs- und Wärmebehandlungen davon. Um die Reckalterungseigenschaften zu stabilisieren, sollte somit eine Ferritphase eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 10 μm oder weniger aufweisen. Es wird auch bevorzugt, dass das Ferrit eine durchschnittliche Kristallkorgröße von 8 μm oder weniger hat, um die BH-Menge und ΔTS weiterhin stabil zu erhöhen.
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung mit der oben genannten Zusammensetzung und dem Gefüge hat eine Zugfestigkeit TS von 440 MPa oder höher und exzellente Reckalterungseigenschaften. Das kaltgewalzte Stahlblech hat exzellente Verarbeitbarkeit und Schlagbiegefestigkeit.
Wenn TS unterhalb 440 MPa ist, kann das Stahlblech nicht für Strukturbauteile angewandt werden. Außerdem ist es wünschenswert, dass TS 500 MPa oder höher ist, um das Einsatzgebiet der Anwendung zu erweitern.
"Mit exzellenten Reckalterungseigenschaften" bei der vorliegenden Erfindung zeigt an, wie oben beschrieben, dass eine Zunahme der Verformungsspannung vor und nach einer Alterungsbehandlung (beschrieben als BH-Menge; BH-Menge = Fließfestigkeit nach der Alterungsbehandlung – Vorverformungsspannung vor der Alterungsbehandlung) 80 MPa oder höher unter der Alterungsbedingung von Halten der Temperatur bei 170°C für 20 Minuten nach der Vorverformung bei einer Zugverformung von 5% ist, und dass eine Zunahme der Zugfestigkeit (bezeichnet als ΔTS; ΔTS = Zugfestigkeit nach der Alterungsbehandlung – Zugfestigkeit vor der Vorverformung) vor und nach Reckalterungsbehandlung (der Vorverformung + Alterungsbehandlung) 40 MPa oder höher ist.
Eine Vorbelastungs-(Vorverformungs)-Menge ist ein wichtiger Faktor, der die Reckalterungseigenschaften regelt. Die gegenwärtigen Erfinder haben Verformungstypen angenommen, die für Stahlbleche von Kraftfahrzeugen zutreffend sind und haben die Wirkung einer Vorbelastungsmenge auf die Reckalterungseigenschaften untersucht. Als ein Ergebnis haben sie herausgefunden, dass (1) die Verformungsspannung bei den Verformungstypen durch eine einachsige äquivalente Verformungs(Zugverformungs)menge geregelt werden kann, außer für den Fall von extremem Tiefziehen; (2) eine einachsige äquivalente Verformung 5% in tatsächlichen Bauteilen überschreitet; und (3) Bauteilfestigkeit sehr gut der Festigkeit (YS und TS), erhalten nach einem Reckalterungsprozess bei 5%iger Vorbelastung entspricht. Basierend auf diesen Erkenntnissen wird die Vorverformung eines Reckalterungsprozess bei 5%iger Zugverformung festgelegt.
Konventionelle Beschichtung und Baking-Bedingungen sind 170°C × 20 min als ein Standard. Wenn die Verformung (strain) von 5% oder höher dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung, enthaltend eine große Menge an Festlösungs-N, hinzugefügt wird, wird das Stahlblech auch bei einer milderen Behandlung (bei niedriger Temperatur) gehärtet. Mit anderen Worten, die Alterungsbedingungen können erweitert werden. Außerdem ist es generell vorteilhaft, eine höhere Temperatur für eine längere Zeitperiode, sofern das Stahlblech durch Überaltern nicht enthärtet wird, beizubehalten, um eine hohe Härtbarkeit bereitzustellen.
Insbesondere ist die untere Grenze einer Erwärmungstemperatur, bei welcher Härtung nach Vorverformung sichtbar wird, 100°C in dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung. Andererseits erreicht Härtung ihre Grenze, wenn ihre Erwärmungstemperatur 300°C überschreitet. Das Stahlblech neigt gewissermaßen zur Enthärtung, und Wärmeverformung (heat strain) und Anlassfarbe werden bei 400°C bemerkbar. Fast ausreichende Härtung wird durchgeführt, wenn die Erwärmungstemperatur von ungefähr 200°C für ungefähr 30 Sekunden beibehalten wird. Für stabilere Härtung ist die Haltezeit vorzugsweise 60 Sekunden oder länger. Wenn jedoch die Haltezeit 20 Minuten überschreitet, kann eine Härtung nicht erwartet werden und die Produktivität nimmt auch stark ab. Somit ist dies nicht zweckgemäß.
Basierend auf das Obige wurde entschieden, die Alterungsbedingungen der vorliegenden Erfindung gemäß konventionellen Beschichten- und Baking-Bedingungen, wie beispielsweise eine Erwärmungstemperatur von 170°C und eine Haltezeit von 20 Minuten, auszuwerten. Sogar bei Alterungsbedingungen bei niedriger Temperaturerwärmung und kurzer Haltezeit, unter welchen konventionelle Beschichtete- und Baking-Stahlbleche nicht ausreichend gehärtet werden, wird das Stahlblech der vorliegenden Erfindung stabil und gut gehärtet. Erwärmungsverfahren sind nicht besonders eingeschränkt. Außer atmosphärischem Erwärmen durch einen Ofen für generelle Beschichten- und Baking-Zwecke werden beispielsweise induktive Erwärmung und Erwärmen mit einer nicht oxidierenden Flamme, Laser, Plasma und dergleichen benutzt.
Kraftfahrzeugbauteile müssen stark genug sein, um komplexen äußeren Spannungsbelastungen zu widerstehen. Die Stahlblechmaterialien müssen somit Festigkeit haben, um nicht nur geringen Belastungen, sondern auch großen Belastungen zu widerstehen. Darauf basierend haben die gegenwärtigen Erfinder eine BH-Menge und ΔTS des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung als ein Material für Kraftfahrzeugbauteile auf 80 MPa oder höher und 40 MPa oder höher festgelegt. Besonders bevorzugt ist eine BH-Menge 100 MPa oder höher und ΔTS ist 50 MPa oder höher. Um eine BH-Menge und ΔTS weiter zu erhöhen, kann eine Erwärmungstemperatur höher festgestellt werden und/oder eine Haltezeit während des Alterns verlängert werden.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat auch einen Vorteil darin, dass es für eine lange Zeitperiode, wie beispielsweise ungefähr ein Jahr, bei Raumtemperatur ohne Alterungsverschlechterung (das Phänomen, wo sich YS erhöht und sich EI (Dehnung) ver ringert), wenn es nicht geformt ist, gelagert werden kann; dieser Vorteil ist konventionell nicht vorhanden.
Die vorliegende Erfindung kann auch dann wirksam sein, wenn ein Blechprodukt relativ dick ist. Wenn jedoch ein Blechprodukt die Dicke von 3,2 mm überschreitet, wird das Abkühlverhältnis während eines gewalzten Blech-Glühungsverfahres ausreichend sein. Reckalterung wird während Durchlaufglühen bemerkbar und es wird schwierig, die Zielreckalterungseigenschaften als ein Produkt zu erzielen. Deshalb ist die Dicke des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung vorzugsweise 3,2 mm oder weniger.
Außerdem bestehen keine Probleme darin, eine Oberfläche des kaltgewalzten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung durch Elektrogalvanisieren oder Schmelzgalvanisieren (melt plating) zu behandeln. Diese galvanisierten Stahlbleche haben auch ungefähr die gleiche TS, BH-Menge und ΔTS wie die vor dem Galvanisieren. Galvanisierungstypen enthalten Elektrogalvanisieren, Feuerverzinken, Verzinken mit anschließender Wärmebehandlung, elektrolytische Verchromung, elektrolytische Verzinnung und dergleichen. Jedes Galvanisierungsverfahren kann vorzugsweise angewandt werden.
Anschließend wird die Herstellung des Stahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung erläutert.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung wird hergestellt durch aufeinander folgendes Ausführen von: einem Warmwalzschritt, bei welchem ein Vorblech durch Vorwalzen einer Stahlbramme mit einer Zusammensetzung in dem oben genannten Bereich nach Erwärmen angefertigt wird und das Vorblech wird endgewalzt und dann nach Endwalzen abgekühlt, um ein aufgewickeltes, warmgewalztes Blech bereitzustellen; einem Kaltwalzschritt, bei welchem das warmgewalzte Blech mit Beizen und Kaltwalzen behandelt wird; und einem Glühungsschritt des kaltgewalzten Blechs von Durchlaufglühen des kaltgewalzten Blechs.
Es ist erwünscht, eine Bramme zur Nutzung in dem Verfahren der vorliegenden Erfindung durch Stranggießen herzustellen, um somit eine Absonderung der Komponenten auf Makroniveau zu verhindern. Eine Bramme kann jedoch auch durch ein Blockgussverfahren und ein Dünnbramme-Stranggussverfahren hergestellt werden. Die Herstellung der vorliegenden Erfindung ist auch bei Energiesparverfahren anwendbar. Enthaltend ist ein normaler Prozess, bei welchem eine Bramme auf Raumtemperatur nach Herstellung abgekühlt und wiedererwärmt wird, warmes Direktwalzen nach Einfügen eines warmen Stahlstücks in einem Ofen ohne Abkühlen und Direktwalzen direkt nach gewissem Wärmeschutz. Insbesondere das Direktwalzen ist nützlich, da es die Ausfällung von N verzögert und somit wirksam Festlösungs-N beibehält.
Zuerst werden die Gründe zum Beschränken der Warmwalzbedingungen erläutert.
Bramme-Erwärmungstemperatur: 1000°C oder höher
Die Bramme-Erwärmungstemperatur ist vorzugsweise 1000°C oder höher, um, als ein Ausgangszustand, eine notwendige und ausreichende Menge an Festlösungs-N beizubehalten und um eine Zielmenge von Festlösungs-N (0,0010% oder mehr) als ein Produkt zu erhalten. Da Carbonitride schneller eine Lösung bei einer bevorzugteren Temperatur von 1100°C oder höher bilden, ist die Wahrscheinlichkeit Festlösungs-N beizubehalten höher, was auch im Hinblick auf die einheitliche Qualität zu bevorzugen ist.
Um eine Erhöhung des Verlusts aufgrund einer Erhöhung der Oxidation zu verhindern, ist die Bramme-Erwärmungstemperatur vorzugsweise 1280°C oder weniger.
Eine unter den oben genannten Bedingungen erwärmte Bramme wird zu einem Vorblech durch Vorwalzen geformt. Es ist nicht notwendig, die Bedingungen des Vorwalzens besonders festzulegen und Vorwalzen kann unter generellen konventionellen Bedingungen durchgeführt werden. Es ist jedoch erwünscht, den Prozess so kurz wie möglich zu halten, um somit Festlösungs-N beizubehalten.
Anschließend wird das Vorblech endgewalzt, um somit ein warmgewalztes Blech bereitzustellen.
Außerdem ist bei der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass benachbarte Vorbleche zwischen Vorwalzen und Endwalzen verbunden werden und dass sie kontinuierlich endgewalzt werden. Vorzugsweise werden die Vorbleche durch ein Druck-Schweißverfahren, Laserstrahlschweißverfahren, ein Elektronenstrahlschweißverfahren oder dergleichen zu verbinden.
Es gibt somit weniger unstabile Abschnitte (Vorderabschnitte und Endabschnitte eines zu behandelnden Materials), wo es wahrscheinlich ist, dass eine Form durch Endwalzen und Abkühlen danach gestört wird. Stabile Walzlänge (sukzessive Walzlänge unter den gleichen Bedingungen) und stabile Abkühlungslänge (sukzessive Abkühlungslänge unter Spannung) werden erweitert, wodurch die Form, Größengenauigkeit und Fördermenge der Produkte verbessert werden. Außerdem kann Schmierwalzen an dünnen und breiten Vorblechen auf einfache Weise durchgeführt werden, obwohl das Schmierwalzen bei Einfachwalzen für konventionelle Vorbleche aufgrund von Problemen beim Blech-Überführen, Greifen und dergleichen, schwierig war. Auch halten die Walzen länger, da Walzlast oder Oberflächenwalzdruck abnehmen.
Außerdem ist es bei der vorliegenden Erfindung zu bevorzugen, die Temperatur gleichförmig sowohl in Breitenrichtung als auch in Längsrichtung eines Vorblechs durch Nutzung einer oder beiden von Vorblechkantenwärmeeinheit, die einen Breiten-Kantenabschnitt des Vorblechs erwärmt, und eine Vorblecheinheit, die einen Längen-Kantenabschnitt des Vorblechs erwärmt, zwischen Vorwalzen und Endwalzen zu verteilen. Die Qualität eines Stahlblechs wird somit noch beständiger. Die Vorblechkantenwärmeeinheit und die Vorblechwärmeeinheit sind vorzugsweise von dem Typ Induktionswärmeeinheit.
Zuerst ist es wünschenswert, einen Temperaturunterschied in Breitenrichtung durch eine Vorblechkantenwärmeeinheit auszugleichen. Erwärmung ist zu diesem Zeitpunkt auch von einer Stahlzusammensetzung und dergleichen abhängig, aber es wird bevorzugt, die Temperatur in einer Breitenrichtung bei einer Endwalzausgabenseite auf 20°C oder weniger festzulegen. Anschließend wird ein Temperaturunterschied in Längsrichtung durch eine Vorblechwärmeeinheit ausgeglichen. Es wird bevorzugt, die Temperatur eines länglichen Kantenabschnitts höher als die eines mittleren Abschnitts in Form von ungefähr 20 bis 40°C festzulegen.
Höhenabnahme des letzten Durchlaufs beim Endwalzen: 25% oder höher
Der Enddurchgang des Endwalzens ist einer der entscheidenden Faktoren zum Bestimmen eines Mikrogefüges eines Stahlblechs. Nicht rekristallisiertes Austenit, wo ausreichend Belastung angehäuft ist, kann zu Ferrit durch die Höhenabnahme von 25% oder höher umgewandelt werden. Demzufolge wird das Gefüge eines warmgewalzten Blechs sehr fein. Durch Nutzen dieses als ein Material kann ein Ferritgefüge erhalten werden, das als ein Endziel eine durchschnittliche Korngröße von 10 μm oder weniger durch Kaltwalzen und Glühbehandeln hat. Außerdem wird das Gefüge nach Kaltwalzen und Glühen nicht nur fein, sondern bei der Höhenabnahme von 25% oder höher auch beständig. Mit anderen Worten, die Korngrößenverteilung einer Ferritphase wird beständig und dispergierte Phasen sind auch fein und einheitliche. Demzufolge besteht auch ein Vorteil darin, dass die Loch-Ausdehnungsverhältnisse verbessert werden.
Endwalzen-Ausgabenseitetemperatur: 800°C oder höher
Endwalzen-Ausgabenseitentemperatur FDT ist 800°C oder höher, um ein einheitliches und feines Stahlblechgefüge bereitzustellen. Wenn FDT unterhalb 800°C ist, wird das Gefüge uneinheitlich und ein Bearbeitungsgefüge verbleibt teilweise. Das Verarbeitungsgefüge kann bei hoher Temperatur verhindert werden. Wenn jedoch Aufwickeltemperatur hoch ist, werden große Kristallkörner erzeugt und die Menge an Festlösungs-N nimmt wesentlich ab. Es wird somit schwierig, die Zielzugfestigkeit TS von 440 MPa oder höher zu erhalten. Zusätzlich ist es wünschenswert FDT bei 820°C oder höher festzulegen, um die mechanischen Eigenschaften weiterhin zu verbessern. Es wird bevorzugt, ein Stahlblech unmittelbar nach Endwalzen abzukühlen, um somit feine Kristallkörner bereitzustellen und eine Festlösungsmenge zu sichern.
Abkühlen nach Endwalzen: Abkühlen innerhalb 0,5 Sekunden nach Endwalzen und Abschrecken bei dem Abkühlungsverhältnis von 40°C/Sek. oder höher
Es wird bei der vorliegenden Erfindung erwünscht, dass Abkühlen unmittelbar nach (innerhalb 0,5 Sekunden) Endwalzen initiiert wird und dass die durchschnittliche Abkühlrate 40°C/Sek. oder höher während des Abkühlens ist. Da diese Bedingungen erfüllt sind, nimmt die hohe Temperatur der AIN-Ausfällung sehr stark ab und Festlösungs-N kann wirksam beibehalten werden. Wenn die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt sind, schreitet Kornwachstum zu sehr fort und es wird schwierig, feine Kristallkörner bereitzustellen. Es ist somit wahrscheinlicher, dass aufgrund während des Walzens introduzierter Belastungsenergie AIN-Ausfällung zu weit fortschreitet, und eine Festlösungsmenge N wird ungenügend sein. Um eine einheitliche Qualität und Formen zu erhalten, ist das Abkühlungsverhältnis vorzugsweise 300°C/Sek. oder weniger.
Aufwickeltemperatur: 750°C oder weniger
Wenn die Aufwickeltemperatur CT abnimmt, neigt die Festigkeit eines Stahlblechs dazu, sich zu erhöhen. Um die Zielzugfestigkeit von 440 MPa oder höher zu erhalten, ist CT vorzugsweise 750°C oder weniger, besonders bevorzugt 650°C oder weniger. Wenn CT unterhalb 200°C ist, neigt eine Stahlblechform dazu, Störungen aufzuweisen, was zu Problemen während Arbeitsgängen führt und führt zu einer uneinheitlichen Materialqualität. Deshalb wird erwünscht, dass CT 200°C oder höher ist. Für noch bessere Materialqualität wird CT vorzugsweise auf 300°C oder höher festgelegt. Ferrit + Perlit (Zementit) sind als Warmwalzblechgefüge besonders bevorzugt, so dass es vorteilhafter ist, dass die Aufwickeltemperatur 600°C oder höher ist. Die Ursache hierfür ist, dass ferritische + perlitische Phasen einheitlicher kaltgewalzt werden, da diese Phasen einen geringeren Härteunterschied zwischen diesen zwei haben, als das Gefüge mit Martensit oder Bainit als eine zweite Phase.
Ferner kann Schmierwalzen bei der vorliegenden Erfindung durchgeführt werden, um die Warmwalzlast während des Endwalzens zu verringern. Die Form und Qualität eines warmgewalzten Blechs werden aufgrund Schmierwalzens noch einheitlicher. Der Reibungskoeffizient während Schmierwalzens ist vorzugsweise 0,25 bis 0,10. Warmwalzen wird durch Kombinieren von Schmierwalzen und kontinuierlichem Walzen stabiler.
Nach dem oben genannten Warmwalzschritt wird das warmgewalzte Blech dann gebeizt und zu einem kaltgewalzten Blech während eines Kaltwalzschritts kaltgewalzt.
Die Beizbedingungen können herkömmliche konventionelle Bedingungen sein und sind nicht besonders eingeschränkt. Wenn ein warmgewalztes Blech extrem dünn ist, kann es direkt ohne Durchführen von Beizen kaltgewalzt werden.
Außerdem können die Kaltwalzbedingungen herkömmliche konventionelle Bedingungen sein und sind nicht besonders eingeschränkt. Es wird auch bevorzugt, dass eine Kaltwalzhöhenabnahme 40% oder höher ist, um ein einheitliches Gefüge bereitzustellen. Zusätzlich wird ein kaltgewalztes Blech mit Durchlaufglühen in einem kaltgewalzten Blechglühungsschritt behandelt.
Bei der vorliegenden Erfindung ist die Glühungstemperatur zwischen (Ac1-Umwandlungspunkt) und (Ac3-Umwandlungspunkt). Hinsichtlich der Produktivität ist das Glühen vorzugsweise ein Durchlaufglühen. Erwärmen wird bei der Temperatur von (Ac₁-Umwandlungspunkt) bis (Ac₃-Umwandlungspunkt) bei einem Glühungsschritt durchgeführt. Zwei Phasen einer austenitischen (γ) Phase und einer ferritischen (α) Phase werden durch Erwärmen in diesem Temperaturbereich geformt. C konzentriert sich in der γ-Phase. Die γ-Phase wird in eine martensitische Phase während des Abkühlens umgewandelt und eine zweite Phase wird geformt und ein Verbundgefüge von α + Martensit wird somit gebildet. Demzufolge wird die Duktilität und Verarbeitbarkeit verbessert und niedrige Fließverhältnisse werden erzielt.
Andererseits wird ein Ferrit + Perlitgefüge unterhalb des Ac1-Umwandlungspunktes der Glühungstemperatur erhalten. Oberhalb des Ac₃-Umwandlungspunktes werden Legierungselemente nicht ausreichend in der γ-Phase konzentriert. Die Duktilität nimmt somit geringfügig ab und Fließverhältnisse nehmen geringfügig zu. Die Reckalterungseigenschaften werden jedoch bei hohem Niveau beibehalten.
Haltzeit der Durchlaufglühungstemperatur: 10 bis 120 Sekunden
Es wird bevorzugt, die Haltezeit der Durchlaufglühungstemperatur so kurz wie möglich zu halten, um ein feines Gefüge bereitzustellen und eine erwünschte Menge an Festlösungs-N oder mehr beizubehalten. Im Hinblick auf Betriebsstabilität ist die Haltezeit vorzugsweise 10 Sekunden oder länger. Wenn die Haltezeit 120 Sekunden überschreitet, wird es schwierig ein feines Gefüge bereitzustellen und eine Festlösungsmenge N beizubehalten. Die Haltezeit der Durchlaufglühungstemperatur ist vorzugsweise 10 bis 120 Sekunden. Die Haltezeit der Durchlaufglühungstemperatur ist besonders bevorzugt 10 bis 90 Sekunden und insbesondere 10 bis 60 Sekunden.
Bei der vorliegenden Erfindung ist Erwärmen zu der Durchwärmetemperatur des Glühens vorzugsweise bei der Erwärmungsrate von 5°C/s oder höher zumindest zwischen 600°C und (Ac₁₁-Umwandlungspunkt). Wenn die Rate unterhalb von 5°C/s ist, dann wird es schwierig, eine Festlösungs-N-Menge zu gewährleisten. Die Rate ist besonders bevorzugt 5 bis 30°C/s.
Abkühlen nach Durchwärmen: durchschnittliches Abkühlverhältnis zwischen 600°C und 300°C bei einer kritischen Abkühlrate CR oder höher.
Abkühlen nach Durchwärmen beim Glühen ist wichtig, um ein feines Gefüge bereitzustellen, um eine Festlösungs-N-Menge zu sichern und um Martensit zu formen. Bei der vorliegenden Erfindung wird Abkühlen bei einer durchschnittlichen Abkühlungsrate von 600 bis 300°C, vermeintlich eine kritische Abkühlungsrate CR oder höher durchgeführt. Die kritische Abkühlungsrate CR ist durch die folgende Formel (1) oder (2) basierend auf den Mengen der Legierungselemente definiert: wenn B < 0,0003%, log CR = –1,73[Mn + 2,67Mo + 1,3Cr + 0,26Si + 3,5P + 0,05Cu + 0,05Ni] + 3,95 (1);und wenn B ≥ 0,0003%, log CR = –1,73[Mn + 2,67Mo + 1,3Cr + 0,26Si + 3,5P + 0,05Cu + 0,05Ni] + 3,40 (2)worin CR eine Abkühlungsrate (°C/s) ist; und Mn, Mo, Cr, Si, P, Cu und Ni die Anteile der jeweiligen Elemente (Masse.-%) sind. In den Formeln (1) und (2) werden die Elemente, welche nicht enthalten sind, mit null berechnet.
Die Ausfällung von Perlit kann, abhängig von den Mengen der Legierungselemente, mit wenigstens der durchschnittlichen Abkühlungsrate, welche die kritische Abkühlungsrate CR von entweder Formel (1) oder (2) ist, verhindert werden. Wenn die Abkühlungsrate unterhalb CR (°C/s), definiert durch jede der oben genannten Formeln, ist, wird es schwierig, Martensit M (welcher manchmal teilweise Bainit enthält) als eine zweite Phase zu formen. Ein Gefüge eines Produktblechs kann nicht ein Verbundgefüge, bestehend aus α + M (+ B) sein. Wenn die durchschnittliche Abkühlungsrate 300°C/s überschreitet, wird die Materialqualität in Breitenrichtung eines Stahlblechs ungleichmäßig. Die durchschnittliche Abkühlungsrate beim Abkühlen nach dem Glühen zwischen 600 und 300°C ist somit CR, die durch Formel (1) oder (2) definiert ist, oder höher oder vorzugsweise 300°C/s oder weniger. Es wird auch bevorzugt, dass die durchschnittliche Abkühlungsrate in dem Temperaturbereich unterhalb 300°C 5°C/s ist.
Außerdem kann Nachwalzen oder Höhenausgleich unter den Dehnungsanteil von 1,0 bis 15% kontinuierlich nach dem Kaltwalzblechglühungsschritt bei der vorliegenden Erfin dung durchgeführt werden. Aufgrund des Nachwalzens oder Höhenausgleichs nach dem Kaltwalzblechglühungsschritt können die Reckalterungseigenschaften, beispielsweise eine BH-Menge und ΔTS stabil verbessert werden. Der Dehnungsanteil beim Nachwalzen oder Höhenausgleich ist vorzugsweise insgesamt 1,0% oder höher. Wenn der Dehnungsanteil unterhalt 1,0% ist, entsteht eine geringe Verbesserung der Reckalterungseigenschaften. Wenn der Dehnungsanteil 15% überschreitet, nimmt die Duktilität eines Stahlblechs andererseits ab. Außerdem haben die gegenwärtigen Erfinder bestätigt, dass kein größerer Unterschied zwischen Nachwalzen und Höhenausgleich im Hinblick auf die Wirkung auf die Reckalterungseigenschaften besteht, obwohl sich deren Arbeitsvorgang unterscheidet.
Beispiel
Festlösungs-N-Mengen, Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, Reckalterungseigenschaften, Dauerfestigkeit und Schlagbiegefestigkeit wurden für die kaltgewalzten und glühbehandelten Bleche dadurch erhalten.
(1) Festlösungs-N-Mengen
Die Mengen an Festlösungs-N wurden durch Subtrahieren einer abgelagerten N-Menge von einer Gesamtmenge an N in dem Stahl bestimmt, die durch eine chemische Analyse entdeckt wurden, berechnet. Die abgelagerten N-Mengen wurden durch die Analyse herausgefunden, indem das oben genannte Gleichspannungselektrolyseverfahren angewandt wurde.
(2) Mikrogefüge
Probestücke wurden von jedem kaltgewalzten und glühbehandelten Blech gesammelt und die Abbildungen des Mikrogefüges davon wurden durch ein optisches Mikroskop oder ein Rasterelektronenmikroskop für Querschnitte (C-Querschnitte) senkrecht zu einer Walzrichtung aufgenommen. Die Teilverhältnisse von Ferrit als eine Hauptphase und die Typen von zweiten Phasen wurden durch eine Abbildanalysevorrichtung bestimmt. Eine größere Kristallkorngröße wurde als die Kristallkorngröße der ferritischen Hauptphase benutzt, ausgewählt aus einer Korngröße, berechnet von dem Gefügeabbild eines Querschnitts (C-Querschnitt) senkrecht zu einer Walzrichtung durch ein Quadraturver fahren gemäß ASTM und eine Nominalkorngröße, berechnet durch ein Schneideverfahren gemäß ASTM.
(3) Festigkeitseigenschaften
JIS Nr. 5-Probestücke wurden in einer Walzrichtung von jedem kaltgewalzten und glühbehandelten Blech entnommen. Ein Zugversuch wurde bei einer Unformgeschwindigkeit von 3 × 10^–3/Sek., basierend auf den Anforderungen gemäß JIS Z 2241 durchgeführt und Fließfestigkeit YS, Zugfestigkeit TS und Dehnungsanteil EI wurden bestimmt.
(4) Reckalterungseigenschaften
JIS Nr. 5-Probestücke wurden in einer Walzrichtung von jedem kaltgewalzten und glühbehandelten Blech entnommen. Zugvorverformung von 5% wurde als eine Vorverformung angelegt und eine Wärmebehandlung entsprechend einer Beschichtung und Baking-Behandlung von 170°C × 20 Minuten wurde ebenfalls durchgeführt. Ein Zugversuch wurde bei der Umformgeschwindigkeit von 3 × 10^–3/Sek. durchgeführt und Festigkeitseigenschaften (Fließspannung YS_BH, Zugfestigkeit TS) nach einem Vorverformungs-Beschichten und Baking-Prozess wurden bestimmt. Dann wurden BH-Menge = YS_BH – YS_5% und ΔTS = TS_BH – TS berechnet. YS_5% ist Umwandlungsspannung, wenn die Blechprodukte bei 5% vorverformt werden. YS_BH und TS_BH sind jeweils Fließspannung und Zugfestigkeit nach dem Vorverformungs-Beschichten und Baking-Prozess. TS ist die Zugfestigkeit der Blechprodukte.
(5) Schlagbiegefestigkeit
Schlagbiegefestigkeitsprobestücke wurden in eine Walzrichtung von jedem kaltgewalzten und glühbehandelten Blech entnommen. Ein Hochgeschwindigkeits-Zugversuch wurde unter der Umformgeschwindigkeit von 2 × 10³/Sek. gemäß dem Hochgeschwindigkeitszugversuch beschrieben auf Seite 1058 von "Journal of the Society of Materials Science Japan, 10 (1998)" durchgeführt und eine Spannungs-Dehnungslinie wurde bestimmt. Basierend auf der Spannungs-Dehnungslinie wurde absorbierte Energie E durch Integrieren der Spannung in dem Bereich von 0 bis 30% der Dehnung berechnet. Zugvorverformung von 5% wurde als Vorverformung hinzugefügt und eine Wärmebehandlung entsprechend einer Beschichten- und Baking-Behandlung von 170°C × 20 Minuten wurde ebenfalls durchgeführt. Der gleiche Dauerfestigkeitstest wurde danach durchgeführt und absorbierte Energie E_BH wurde bestimmt. Eine Verbesserung der Schlagbiegefestigkeit E_BH/E aufgrund einer Vorverformungs-Beschichten und Baking-Behandlung wurde ausgewertet.
Geschmolzener Stahl mit Zusammensetzungen, wie in Tabelle 1 angegeben, wurden durch einen Konverter angefertigt und Brammen wurden durch Stranggießen erzeugt. Die Brammen wurden unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen erwärmt, dann wurden Vorbleche mit den in Tabelle 2 gezeigten Dicken durch Grobwalzen angefertigt und anschließend wurden warmgewalzte Bleche in einem Warmwalzschritt angefertigt, bei welchem Endwalzen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen durchgeführt wurde. Für einen Teil davon (Stahlbleche Nr. 2, Nr. 3) wurde bei dem Endwalzen Schmierwalzen durchgeführt. Für diesen Teil wurden benachbarte Bleche durch ein Druckschweißverfahren bei einem Eingang des Endwalzens nach dem Grobwalzen verbunden und wurden kontinuierlich gewalzt. Eine Vorblechkanten-Wärmeeinheit und eine Vorblech-Wärmeeinheit des Induktionserwärmungstyps wurden zum Kontrollieren der Temperatur der Kante in Breitenrichtung und der Kante in Längsrichtung der Vorbleche jeweils benutzt.
Beizen und ein Abkühlungsschritt, bestehend aus Abkühlen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen, wurden an den warmgewalzten Blechen durchgeführt, wodurch kaltgewalzte Bleche angefertigt wurden. Glühen (Durchlaufglühen) wurde an den kaltgewalzten Blechen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen in einem Durchlaufglühungsofen durchgeführt. Nach dem Glühen wurde ein Glühungsschritt an dem kaltgewalzten Blech weiter zum Abkühlen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen durchgeführt. Für diesen Teil wurde Nachwalzen nach dem Glühungsschritt des kaltgewalzten Blechs kontinuierlich durchgeführt. Wie oben beschrieben, wurden bei den kaltgewalzten und glühbehandelten Blechen (1) Festlösungs-N-Mengen, (2) Mikrogefüge, (3) Festigkeitseigenschaften, (4) Reckalterungseigenschaften und (5) Schlagbiegefestigkeit ausgewertet. Außerdem wurde auch (6) Umformbarkeit ausgewertet.
(6) Umformbarkeit
Als ein Hinweis für die Umformbarkeit wurden die r-Werte bestimmt. JIS Nr. 13B-Probestücke wurden von jedem kaltgewalzten und glühbehandelten Blech von einer Walzrich tung (Richtung L), einer 45°-Richtung (Richtung D) relativ zu der Walzrichtung und einer 90°-Richtung (Richtung C) relativ zu der Walzrichtung entnommen. Die Breiten-Dehnung (width strain) und die Dicken-Dehnung (thickness strain) von jedem Probestück wurden bestimmt, wenn eine einachsige Zugvorverformung von 15% an den Probenstücken angelegt wurde. Abhängig von den Verhältnissen zwischen der Breiten-Dehnung und der Dicken-Dehnung wurden die r-Werte in jeder Richtung bestimmt: r = In(w/w0)/In(t/t0)worin w₀ und t₀ jeweils die Breite und die Dicke der Probestücke vor der Auswertung sind; und w und t jeweils die Breite und die Dicke der Probestücke nach der Auswertung sind. Basierend auf der folgenden Formel wurden die durchschnittlichen r-Werte, r_Durchschnitt, berechnet: rDurchschnitt = (rL + 2rD + rc)/4.r_L ist ein r-Wert in Walzrichtung (Richtung L); r_D ist ein r-Wert in 45°-Richtung (Richtung D) relativ zu der Walzrichtung (Richtung L); und R_C ist ein r-Wert in 90°-Richtung (Richtung C) relativ zu der Walzrichtung (Richtung L).
Diese Ergebnisse sind in Tabelle 3 angezeigt.
Alle Beispiele der vorliegenden Erfindung zeigen exzellente Duktilität und niedrige Fließverhältnisse und außerdem haben diese eine exzellente Reckalterungseigenschaft. BH-Mengen und ΔTS sind signifikant hoch und Verbesserung der Schlagbiegefestigkeit aufgrund der Reckalterung ist ebenfalls hoch.
Industrielle Anwendbarkeit
Die vorliegende Erfindung kann hochfeste, kaltgewalzte Stahlbleche mit Fließspannung von 80 MPa oder höher und Zugfestigkeit von 40 MPa oder höher aufgrund einer Vorverformungs-Beschichten und Baking-Behandlung herstellen und sie haben auch erhöhte hohe Reckalterungseigenschaften und hohe Formbarkeit davon, wirtschaftlich und ohne beschädigte Formen, wodurch erstaunliche industrielle Effekte bereitgestellt werden. Wenn außerdem das hochfeste, kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung für Kraftfahrzeugbauteile benutzt wird, werden Effekte, wie beispielsweise Fließspannung und Zugfestigkeit aufgrund einer Beschichtungs- und Baking-Behandlung und derglei chen erhöht, wodurch stabile und gute Eigenschaften von Bauteilen bereitgestellt werden, die Dicke des Stahlblechs, beispielsweise von 2,0 mm auf 1,6 mm verringert wird, und das Gewicht von Kraftfahrzeugkarosserien reduziert wird.

Claims

Hochfestes kaltgewalztes Stahlblech mit exzellenten Reckalterungseigenschaften, Umformbarkeit und Schlagbiegefestigkeit mit einer Zugfestigkeit von 440 MPa oder mehr, dadurch gekennzeichnet, dass das Blech eine Zusammensetzung hat, enthaltend in Masse.-%: 0,005% oder mehr bis 0,15% oder weniger an C; 0,2% oder mehr bis 3,0% oder weniger an Mn; 0,02% oder weniger an S; 0,001% oder mehr bis 0,02% oder weniger an Al; und 0,0050 bis 0,0250% an N; und ferner, ein oder zwei Elemente von 0,05 bis 1,0% an Mo und 0,05 bis 1,0% an Cr, und 0,3 oder mehr an N/Al und 0,0010% oder mehr an N in einem Festlösungszustand, optional ferner umfassend eine Gruppe, oder zwei oder mehrere Gruppen von den folgenden e bis h in Masse.-%: Gruppe e: ein oder mehrere Elemente von 0,05 bis 1,5% an Si, 0,03 bis 0,15% an P und 0,0003 bis 0,01% an B; Gruppe f: ein oder mehrere Elemente von 0,01 bis 0,1% an Nb, 0,01 bis 0,2% an Ti und 0,01 bis 0,2% an V; Gruppe g: ein oder mehrere Elemente von 0,05 bis 1,5% an Cu und 0,05 bis 1,5% an Ni; und Gruppe h: ein oder mehrere Elemente von Ca und REM bei insgesamt 0,0010 bis 0,010%;

und mit dem Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen; und dass das Stahlblech ein Gefüge enthaltend eine Ferritphase mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 10 μm oder weniger bei einem Flächenverhältnis von 50% oder mehr hat und außerdem eine Martensitphase bei einem Flächenverhältnis von 3% oder mehr und 30% oder weniger hat.
Verfahren zum Herstellen eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs mit exzellenten Reckalterungseigenschaften, Umformbarkeit und Schlagbiegefestigkeit mit einer Zugfestigkeit von 440 MPa oder mehr, dadurch gekennzeichnet, dass aufeinanderfolgend ausgeführt wird: ein Warmwalzschritt, worin eine Stahlbramme mit einer Zusammensetzung enthaltend, in Masse.-%: 0,005% oder mehr bis 0,15% oder weniger an C; 0,2% oder mehr bis 3,0% oder weniger an Mn; 0,02% oder weniger an S; 0,001% oder mehr bis 0,02% oder weniger an Al; und 0,0050 bis 0,0250% an N; und ferner, ein oder zwei Elemente von 0,05 bis 1,0% an Mo und 0,05 bis 1,0% an Cr, und 0,3 oder mehr an N/Al hat, oder ferner eine Gruppe, oder zwei oder mehrere Gruppen von den folgenden e bis h in Masse.-%: Gruppe e: ein oder mehrere Elemente von 0,05 bis 1,5% an Si, 0,03 bis 0,15% an P und 0,0003 bis 0,01% an B; Gruppe f: ein oder mehrere Elemente von 0,01 bis 0,1% an Nb, 0,01 bis 0,2% an Ti und 0,01 bis 0,2% an V; Gruppe g: ein oder mehrere Elemente von 0,05 bis 1,5% an Cu und 0,05 bis 1,5% an Ni; und Gruppe h: ein oder mehrere Elemente von Ca und REM bei insgesamt 0,0010 bis 0,010%;

bei einer Brammen-Erwärmungstemperatur von 1000°C oder höher erwärmt und zu einem Vorblech grobgewalzt wird und das Vorblech bei einer Endwalz-Austrittsseiten-Temperatur von 800°C oder höher endgewalzt und bei einer Aufwi ckeltemperatur von 750°C oder weniger zum Formen eines warmgewalzten Blechs aufgewickelt wird; ein Kaltwalzschritt, bei welchem das warmgewalzte Blech zum Formen eines kaltgewalzten Blechs gebeizt und kaltgewalzt wird; und ein Glühungsschritt des kaltgewalzten Blechs, bei welchem das kaltgewalzte Blech bei einer Temperatur zwischen (Ac₁ Umwandlungspunkt) und (Ac₃ Umwandlungspunkt) für eine Haltezeit von 10 bis 120 Sekunden geglüht, und bei einer durchschnittlichen Abkühlrate, die eine kritische Abkühlrate CR oder höher ist, definiert durch die folgende Formel (1) oder (2), von 600°C auf 300°C abgekühlt wird: wenn B < 0,0003%, log CR = –1,73[Mn + 2,67Mo + 1,3Cr + 0,26Si + 3,5P + 0,05Cu + 0,05Ni] + 3,95 (1);und wenn B ≥ 0,0003%, log CR = –1,73[Mn + 2,67Mo + 1,3Cr + 0,26Si + 3,5P + 0,05Cu + 0,05Ni] + 3,40 (2)worin CR eine Abkühlrate (°C/s) ist; und Mn, Mo, Cr, Si, P, Cu und Ni die Anteile von jedem Element sind (Masse.-%).
Verfahren zum Herstellen eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorblech innerhalb von 0,5 Sekunden nach dem Endwalzen abgekühlt und bei einer Abkühlrate von 40°C/s oder höher vor dem Aufwickeln abgeschreckt wird.