DE60311680T3

DE60311680T3 - Hochfestes Stahlblech mit guter Kragenziehbarkeit sowie hervorragender Erweichungsfestigkeit in einer Wärmeeinflußzone und Herstellungsverfahren dafür

Info

Publication number: DE60311680T3
Application number: DE60311680.9T
Authority: DE
Inventors: c/oNippon Steel Corporation YOKOI Tatsuo; c/o Nippon Steel Corporation HAYASHIDA Teruki; c/o Nippon Steel Corporatio OHARA Masahiro; c/o Nippon Steel Corporation TSUCHIHASHI Kouichi
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-12-24
Filing date: 2003-11-28
Publication date: 2015-03-26
Anticipated expiration: 2023-11-29
Also published as: EP1577412A4; CA2511661C; CN1732279A; EP1577412B1; KR100962745B1; EP1577412B2; DE60311680D1; KR101019791B1; CN100591789C; EP1577412A1; WO2004059021A1; US7749338B2; KR20050085873A; KR20070041645A; DE60311680T2; CA2511661A1; US20060081312A1; AU2003284496A1

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines gut kragenziehbaren, hochfesten Stahlblechs mit einer Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa und ausgezeichneter Erweichungs- bzw. Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, insbesondere ein Verfahren zur Herstellung eines gut kragenziehbaren, hochfesten Stahlblechs mit ausgezeichneter Erweichungs- bzw. Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, das als Material für solche Anwendungen wie Kraftfahrzeugteile geeignet ist, bei denen sowohl Umformbarkeit als auch Schweißzonenfestigkeit bei Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderem Schweißen nach Formgebung oder bei Formgebung nach solchem Schweißen angestrebt werden.
HINTERGRUND DER TECHNIK
Seit einigen Jahren kommen zwecks Gewichtseinsparung zur Verbesserung des Kraftstoffverbrauchs von Kraftfahrzeugen usw. Al-Legierungen und andere Leichtmetalle sowie hochfestes Stahlblech zunehmend für Kraftfahrzeugteile und -komponenten zum Einsatz.
Al-Legierungen und andere Leichtmetalle haben den Vorteil einer hohen relativen Festigkeit, sind aber im Vergleich zu Stahl erheblich teurer, so daß ihr Einsatz auf Spezialanwendungen beschränkt blieb. Zur Förderung der Gewichtseinsparung von Kraftfahrzeugen auf breiterem Gebiet strebt man intensiv nach Einsatz von billigem hochfestem Stahlblech.
Allgemein verschlechtert sich die Formbarkeit von Materialien mit zunehmender Festigkeit. Dabei bilden Eisenmetallmaterialien keine Ausnahme. Bis heute versucht man, sowohl hohe Festigkeit als auch hohe Duktilität zu erzielen. Neben der Duktilität ist die Kragenziehbarkeit eine weitere Eigenschaft, die man bei einem für Kraftfahrzeugteile verwendeten Material anstrebt. Aber auch die Kragenziehbarkeit sinkt in der Tendenz mit höherer Festigkeit, so daß die Verbesserung der Kragenziehbarkeit auch zu einem Thema beim Einsatz von hochfestem Stahlblech für Kraftfahrzeugteile wird. Andererseits weisen Kraftfahrzeugteile preßgeformte und andere umgeformte Komponenten auf, die durch Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderes Schweißen zusammengebaut sind. Weiterhin wird in letzter Zeit mitunter Stahlblech verschweißt und dann preßgeformt. In allen Fällen ist die Schweißnahtfestigkeit bei der Formgebung oder bei Verwendung als Einbauteil aus Sicht der Formgebungsgrenzen und der Sicherheit von extremer Bedeutung. Daher werden bei der Anwendung von hochfestem Stahlblech auf Kraftfahrzeugteile usw. die Kragenziehbarkeit und die Schweißzonenfestigkeit wichtige Aspekte, die es zu untersuchen gilt.
Für hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Kragenziehbarkeit wurde die Zugabe von Ti und Nb vorgeschlagen, um die Zweitphase zu reduzieren und Ausscheidungsverfestigung durch TiC und NbC in der Hauptphase von polygonalem Ferrit zu bewirken, um so hochfestes Walzstahlblech mit ausgezeichneter Streckbördelungsfähigkeit zu erhalten ( JP-A-6-200351 ).
Vorgeschlagen wurde ferner die Zugabe von Ti und Nb, um die Zweitphase zu reduzieren, die Mikrostruktur zu Nadelferrit zu machen und Ausscheidungsverfestigung durch TiC und NbC zu bewirken, um hochfestes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Streckbördelungsfähigkeit zu erhalten ( JP-A-7-11382 ).
Als Technologie zur Verbesserung der Schweißzonenfestigkeit wurde andererseits die Komplexzugabe von Nb und Mo vorgeschlagen, um die Enthärtung der Schweißzone in Stahlblech zu unterdrücken ( JP-A-2000-87175 ).
Weiterhin wurde die aktive Nutzung der Ausscheidung von NbN vorgeschlagen, um die Enthärtung der Schweißzone zu unterdrücken und Stahlblech zu erhalten, das Ferrit und Martensit aufweist ( JP-A-2000-178654 ).
Allerdings sind bei Aufhängungslenkern, vorderen Längsträgern und Stahlblech für andere Teile die Kragenziehbarkeit und sonstige Formbarkeit sowie die Festigkeit der Schweißzone sehr wichtig. Im zuvor angeführten Stand der Technik konnten die beiden Eigenschaften nie gleichzeitig realisiert werden. Auch wenn die beiden Eigenschaften realisiert werden, ist ferner ein Verfahren zur Herstellung wichtig, mit dem billig und sicher produziert werden kann. Der vorstehende Stand der Technik muß dazu als unzurreichend betrachtet werden.
Das heißt, um gemäß der JP-A-6-200351 eine hohe Streckbördelungsfähigkeit zu erhalten, ist ein Flächenverhältnis von mindestens 85% von polygonalem Ferrit wesentlich, aber um mindestens 85% polygonalen Ferrit zu erhalten, muß der Stahl lange Zeit gehalten werden, um das Wachstum der Ferritkörner nach Warmwalzen zu fördern. Für die Betriebskosten ist dies nicht bevorzugt.
Weiterhin erhält man gemäß der JP-A-7-11382 infolge der Mikrostruktur mit der hohen Versetzungsdichte und der Ausscheidung von feinem TiC und/oder NbC nur eine Duktilität von etwa 17% bei 80 kp/mm², und die Formbarkeit ist unzureichend.
Ferner gibt es in diesen Patentschriften überhaupt keinen Hinweis auf die Enthärtung der Schweißzone. Andererseits beschreibt die JP-A-2000-87175 nichts bezüglich der Verbesserung des Kragenziehens.
Zudem betrifft die JP-A-2000-178654 einen Stahl mit komplexer Ferrit-Martensit-Struktur, was sich klar von der Technologie der vorliegenden Erfindung zum Erhalten einer Mikrostruktur von Stahlblech mit ausgezeichneter Kragenziehbarkeit unterscheidet.
Die JP-A-2002-146471 offenbart ein Stahlblech mit extrem hoher Festigkeit, besonders in der Schweißwärmeeinflußzone (WEZ), das eine Bainitstruktur hat. Das Blech kann für Rohre verwendet werden.
Die JP 2002-322540 und WO 02/036840 beschreiben ein warmgewalztes Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Das Stahlblech enthält höchstens 0,15% C, 0,02 bis 0,35% Ti und 0,05 bis 0,7% Mo, in Gewichtsprozent, und besteht im wesentlichen aus einer Matrix aus einer einphasigen Ferritstruktur und feinen Ausscheidungen mit einer Korngröße von kleiner als 10 nm verteilt in der Matrix.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Die Erfindung löst diese Probleme und stellt folgendes bereit: ein Verfahren zur Herstellung eines gut kragenziehbaren, hochfesten Stahlblechs mit ausgezeichneter Erweichungsfestigkeit bzw. Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, das als Material zum Gebrauch in solchen Anwendungen wie Kraftfahrzeugteile geeignet ist, in denen sowohl Umformbarkeit als auch Schweißzonenfestigkeit bei Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderem Schweißen nach Formgebung oder bei Formgebung nach Schweißen gefordert werden. Das heißt, die Aufgabe der Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Herstellungsverfahrens, mit dem ein gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa und ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone billig und stabil hergestellt werden kann.
Im Rahmen der Erfindung berücksichtigte man das Herstellungsverfahren von dünnem Stahlblech in industriellem Maßstab durch derzeit normalerweise verwendete Produktionsanlagen und stellte umfangreiche Untersuchungen an, um die Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone von gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech zu verbessern. Als Ergebnis wurde festgestellt, daß gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech, das enthält: C mit 0,01 bis 0,1%, Si mit 0,01 bis 2%, Mn mit 0,05 bis 3%, P mit ≤ 0,1%, S mit ≤ 0,03%, Al mit 0,005 bis 1%, N mit 0,0005 bis 0,005% und Ti mit 0,05 bis 0,5% und das ferner C, S, N und Ti in Bereichen enthält, die 0 < C – (12/48 Ti – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05%, Mo + Cr ≥ 0,2%, Cr ≤ 0,5% und Mo ≤ 0,5% erfüllen, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufweist, und das eine Ferrit oder Ferrit und Bainit aufweisende Mikrostruktur hat, ausgezeichnete Kragenziehbarkeit hat, aber eine Schweißwärmeeinflußzone, die sich stark erweicht. Als Ursache für die Enthärtung der Schweißwärmeeinflußzone des gut kragenziehbaren, hochfesten Stahlblechs wurde das Tempern der Mikrostruktur infolge der Schweißwärmevorgeschichte identifiziert und neu festgestellt, daß zur Verbesserung der Enthärtungsfestigkeit die Komplexzugabe von Cr und Mo äußerst wirksam war, wodurch die Erfindung zustande kam.
Die oben genannte Aufgabe kann durch die in den Ansprüchen definierten Merkmale gelöst werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Ansicht der Beziehung zwischen der Menge von C* sowie der Menge von Cr + Mo und dem Enthärtungsgrad ΔHV der Schweißwärmeeinflußzone.
2 ist eine Ansicht der Härtebeziehung der Lichtbogenschweißzone für Stahlbleche mit Zusammensetzungen, in denen Mengen von C* und Mengen von Cr + Mo geändert sind.
3(a) ist eine Draufsicht auf den Prüfling des warmgewalzten Stahlblechs nach JIS Z 2201 im Prüfverfahren von JIS Z 2241, und 3(b) ist eine Seitenansicht dieses Prüflings.
BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG
Zunächst untersuchte man im Rahmen der Erfindung die Auswirkungen auf die Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, die durch die Menge von C* (C* = C – (12/48 Ti – 12/14 N – 12/32 S), im folgenden ”C*” genannt) und die Cr- und Mo-Gehalte ausgeübt wurden. Dafür wurden die Prüfmaterialien wie nachstehend dargestellt hergestellt. Im Rahmen der Erfindung walzte man Brammen warm, die grundsätzlich 0,05% C, 1,0% Si, 1,4% Mn, 0,01% P, 0,001% S aufwiesen, und deren Bestandteile so eingestellt waren, daß sich die Menge von C* (Ti- und N-Gehalt) und die Menge von C + Mo änderte, wickelte die Bleche bei gewöhnlicher Temperatur, hielt sie 1 Stunde auf 550°C und kühlte sie anschließend im Ofen als Wärmebehandlung ab. Es wurden die Härten der Lichtbogenschweißzonen dieser Stahlbleche gemessen. In 2 sind die Ergebnisse dargestellt.
Anhand dieser Ergebnisse stellte man als neue Erkenntnis fest, daß die Menge von C* und die Menge von Cr + Mo stark mit dem Enthärtungsgrad ΔHV der Schweißwärmeeinflußzone korrelierten (ΔHV definiert als HV (Mittelwert der Matrixhärte) – HV (Härte der Schweißwärmeeinflußzone): siehe 1) und daß bei einer Menge von C* von 0 bis 0,05% und einer Menge von Cr + Mo von mindestens 0,2% die Enthärtung der Schweißwärmeeinflußzone stark unterdrückt ist.
Dieser Mechanismus ist nicht unbedingt geklärt, aber ein Material, das Festigkeit durch eine bainitische Mikrostruktur erhält, erweicht mitunter an der Wärmeeinflußzone in einem Lichtbogenschweiß- oder anderen Schweißwärmezyklus. Man geht davon aus, daß Mo oder Cr Cluster oder Ausscheidungen mit C und anderen Elementen auch in einem Schweiß- oder anderen kurzen Wärmezyklus bilden, was die Festigkeit erhöht, und als Ergebnis die Enthärtung der Schweißwärmeeinflußzone unterdrückt. Allerdings geht bei einem Gesamtgehalt von Mo und Cr unter 0,2% die Wirkung verloren.
Um andererseits Mo- oder Cr-Carbide usw. zu erhalten, muß mindestens das Äquivalent von C in der Bindung durch TiC oder andere bei einer hohen Temperatur ausscheidende Carbide enthalten sein. Daher geht bei C* ≤ 0 diese Wirkung verloren.
Zu beachten ist, daß zur Messung der Härte der Schweißwärmeeinflußzone des Lichtbogenschweißens ein Prüfling Nr. 1 gemäß der Beschreibung in JIS Z 3101 in Übereinstimmung mit dem Prüfverfahren gemäß der Beschreibung in JIS Z 2244 gemessen wurde. Durchgeführt wurde das Lichtbogenschweißen aber mit einem CO₂-Schutzgas, einem Draht YM-60C, Durchmesser 1,2 mm, hergestellt von Nippon Steel Welding Products and Engineering Co., Ltd., einer Schweißgeschwindigkeit von 100 cm/min, einem Schweißstrom von 260 ± 10 A, einer Schweißspannung von 26 ± 1 V, einer Dicke des Prüfmaterials von 2,6 mm, einer Härtemeßposition von 0,25 mm von der Oberfläche, einem Meßabstand von 0,5 mm und einer Prüfkraft von 98 kN.
Im folgenden wird die Mikrostruktur des Stahlblechs erläutert.
Vorzugsweise ist die Mikrostruktur des Stahlblechs eine einzelne Ferritphase, um überlegene Kragenziehbarkeit zu gewährleisten. Je nach Bedarf ist aber die Aufnahme von etwas Bainit zulässig, aber um überlegene Kragenziehbarkeit zu gewährleisten, ist ein Bainitvolumenanteil höchstens 10%. Zu beachten ist, daß zu ”Ferrit” hierin auch Bainitferrit- und Nadelferritstrukturen gehören. Ferner ist ”Bainit” eine Struktur mit Cementit und anderen Carbiden zwischen Ferritlatten oder mit Cementit und anderen Carbiden innerhalb von Ferritlatten bei Dünnschichtbeobachtung unter einem Transmissionselektronenmikroskop. Andererseits bezeichnet man mit ”Bainitferrit- und Nadelferritstrukturen” Strukturen, die keine Carbide innerhalb von Ferritlatten und zwischen Ferritlatten mit Ausnahme von Ti- und Nb-Carbiden aufweisen.
Ferner können unvermeidlicher Martensit und Restaustenit sowie Perlit enthalten sein, aber um gute Kragenziehbarkeit zu gewährleisten, liegt der Volumenanteil des Restaustenits und Martensits in Kombination vorzugsweise unter 5%. Um ferner gute Ermüdungskennwerte zu gewährleisten, beträgt ein Perlitvolumenanteil mit groben Carbiden vorzugsweise höchstens 5%. Definitionsgemäß sind hierbei die Volumenanteile von Ferrit, Bainit, Restaustenit, Perlit und Martensit die Flächenanteile der Mikrostruktur bei 1/4 Blechdicke, wenn eine Probe poliert wird, die aus einer Position von 1/4 Dicke oder 3/4 Dicke des Stahlblechs am Querschnitt in Walzrichtung ausgeschnitten, mit einem Nytal-Reagens geätzt und dann unter einem optischen Mikroskop mit 200- bis 500facher Vergrößerung betrachtet wird.
Als nächstes werden die Gründe für die Einschränkungen der chemischen Bestandteile der Erfindung beschrieben.
C ist eines der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Das heißt, C bildet Cluster oder Ausscheidungen mit Mo oder Cr auch beim Schweißen oder in einem anderen kurzen Wärmezyklus und bewirkt eine Enthärtungsunterdrückung der Schweißwärmeeinflußzone. Ist er aber in einer Menge über 0,1% enthalten, sind die Umformbarkeit und Schweißbarkeit beeinträchtigt, so daß die Menge mit höchstens 0,1% festgelegt ist. Unter 0,01% sinkt ferner die Festigkeit, so daß die Menge mit mindestens 0,01% festgelegt ist.
Si erhöht wirksam die Festigkeit als lösungsverfestigendes Element. Um die gewünschte Festigkeit zu erhalten, ist mindestens 0,01% erforderlich. Ist es aber in einer Menge über 2% enthalten, wird die Umformbarkeit beeinträchtigt.
Daher ist der Si-Gehalt mit 0,01% bis höchstens 2% festgelegt.
Mn dient als lösungsverfestigendes Element wirksam zur Festigkeitserhöhung. Um die gewünschte Festigkeit zu erhalten, sind mindestens 0,05% erforderlich. Sind ferner Ti und andere Elemente außer Mn, die das Auftreten von Warmrissen infolge von S unterdrücken, nicht ausreichend zugegeben, ist die Zugabe einer Menge von Mn in Gewichtsprozent bevorzugt, die Mn/S ≥ 20 ergibt. Bei Zugabe über 3% tritt andererseits Brammenriß auf, so daß 3% die Obergrenze sind.
P ist eine Verunreinigung und möglichst gering. Ist er in einer Menge über 0,1% enthalten, hat er eine nachteilige Auswirkung auf die Umformbarkeit und Schweißbarkeit und bewirkt auch einen Abfall der Ermüdungskennwerte, so daß die Obergrenze 0,1% beträgt. Ist der S-Gehalt zu groß, kommt es zu Rißbildung beim Warmwalzen, so daß sein Gehalt möglichst weitgehend reduziert sein sollte, wobei aber höchstens 0,03% ein zulässiger Bereich ist.
Al muß in einer Menge von mindestens 0,005% zur Desoxidation der Stahlschmelze zugegeben sein, führt aber zu Kostensteigerungen, so daß seine Obergrenze mit 1% festgelegt ist. Bei Zugabe in zu großer Menge verursacht es ferner eine Zunahme nichtmetallischer Einschlüsse und eine Beeinträchtigung der Dehnung, so daß die Menge vorzugsweise höchstens 0,5% beträgt.
N bildet Ausscheidungen mit Ti und Nb bei höheren Temperaturen als C und bewirkt eine Verringerung bei Ti und Nb, die zum Binden des gewünschten C wirksam sind. Daher sollte er möglichst weitgehend reduziert sein, wobei aber höchstens 0,005% ein zulässiger Bereich ist.
Ti ist eines der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Das heißt, Ti trägt zur Festigkeitszunahme des Stahlblechs infolge von Ausscheidungsverfestigung bei. Unter 0,05% ist aber diese Wirkung unzureichend, während bei einem Gehalt über 0,5% die Wirkung nicht nur gesättigt ist, sondern auch steigende Legierungskosten auftreten. Daher ist der Ti-Gehalt mit 0,05% bis 0,5% festgelegt. Um ferner durch Ausscheidung den C zu binden, der Cementit oder andere Carbide verursacht, die das Kragenziehen beeinträchtigen, ist es zur Verbesserung der Kragenziehbarkeit notwendig, die Bedingung C – (12/48 Ti – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05% zu erfüllen. Andererseits ist aus Sicht der Enthärtungsunterdrückung der Schweißwärmeeinflußzone ausreichend C in fester Lösung erforderlich, damit Mo oder Cr Cluster oder Ausscheidungen bilden, so daß 0 < C – (12/48 Ti – 12/14 N – 12/32 S) festgelegt ist.
Mo und Cr sind einige der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Selbst beim Schweißen oder in anderen kurzen Wärmezyklen bilden sie Cluster oder Ausscheidungen mit C und anderen Elementen, um die Enthärtung der Wärmeeinflußzone zu unterdrücken. Liegt aber der Gesamtgehalt von Mo und Cr unter 0,2%, geht die Wirkung verloren. Sind sie ferner in Mengen über 0,5% enthalten, sättigt sich die Wirkung, so daß Mo ≤ 0,5% und Cr ≤ 0,5% festgelegt sind.
Nb trägt zum Festigkeitsanstieg des Stahlblechs infolge von Ausscheidungsverfestigung auf die gleiche Weise wie Ti bei. Unter 0,01% ist diese Wirkung aber unzureichend, während bei einem Gehalt in einer Menge über 0,5% nicht nur die Wirkung gesättigt wird, sondern auch die Legierungskosten steigen. Daher ist der Nb-Gehalt mit 0,01% bis 0,5% festgelegt. Ferner ist es notwendig, durch Ausscheidung den C zu binden, der Cementit oder andere Carbide verursacht, die das Kragenziehen beeinträchtigen, und daher die Bedingung C – (12/48 Ti + 12/93 Nb – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05% zu erfüllen. Andererseits ist aus Sicht der Enthärtungsunterdrückung der Schweißwärmeeinflußzone ausreichend C in fester Lösung erforderlich, damit Mo oder Cr Cluster oder Ausscheidungen bilden, so daß 0 < C – (12/48 Ti + 12/93 Nb – 12/14 N – 12/32 S) festgelegt ist.
Ca und SEM sind Elemente, die die Formen der nichtmetallischen Einschlüsse ändern, die Ausgangspunkte für Risse bilden oder die Umformbarkeit beeinträchtigen, um sie unschädlich zu machen. Allerdings tritt bei Zugabe in Mengen unter 0,005% keine Wirkung auf, während bei einer Zugabe von Ca in einer Menge über 0,02% und eines SEM in einer Menge über 0,2% die Wirkung gesättigt wird, so daß die Zugabe von Ca in einer Menge von 0,005 bis 0,02% und eines SEM in einer Menge von 0,005 bis 0,2% bevorzugt ist.
Cu hat die Wirkung, die Ermüdungskennwerte im Zustand fester Lösung zu verbessern. Unter 0,2% ist aber die Wirkung gering, während es bei einer Menge über 1,2% beim Wickeln ausscheidet und die Ausscheidungsverfestigung eine erhebliche Zunahme der statischen Festigkeit des Stahlblechs bewirkt, so daß die Umformbarkeit schwer beeinträchtigt ist. Ferner steigt bei einer solchen Cu-Ausscheidungsverfestigung die Ermüdungsgrenze nicht so stark wie die Zunahme der statischen Festigkeit, so daß das Ermüdungsgrenzenverhältnis schließlich fällt. Daher ist der Cu-Gehalt mit einem Bereich von 0,2 bis 1,2% festgelegt.
Ni wird je nach Bedarf zugegeben, um Warmversprödung infolge des Cu-Gehalts zu verhindern. Unter 0,1% ist aber die Wirkung gering, während sich bei Zugabe in einer Menge über 1% die Wirkung sättigt, so daß sein Gehalt mit 0,1 bis 1% festgelegt ist.
B bewirkt die Unterdrückung der Kornversprödung infolge von P, von der man annimmt, daß sie durch die Verringerung der Menge von C in fester Lösung bewirkt wird, und daher die Erhöhung der Ermüdungsgrenze, so daß es je nach Bedarf zugegeben wird. Beträgt ferner die Matrixfestigkeit mindestens 640 MPa, hat eine Stelle in der Schweißwärmeeinflußzone, die eine Wärmevorgeschichte mit einer Umwandlung α -> γ -> α hat, einen geringen Cep-Wert, wird also nicht gehärtet und leicht enthärtet. In diesem Fall wird durch Zugabe von B zur Verbesserung der Härtbarkeit die Enthärtung an dieser Stelle unterdrückt. Es liegt die Wirkung vor, daß sich das Bruchverhalten des Stoßes von der Schweißzone zur Matrix verschiebt, so daß es je nach Bedarf zugegeben wird. Allerdings ist eine Zugabe unter 0,0002% für diese Wirkungen unzureichend, während eine Zugabe über 0,002% Brammenriß verursacht. Somit wird B in einer Menge von 0,0002% bis 0,002% zugegeben.
Um Festigkeit zu verleihen, ist es ferner auch möglich, ein oder zwei oder mehr Arten von V- und Zr-Ausscheidungsverfestigungs- oder Lösungsverfestigungselementen zuzugeben. Unter 0,02% bzw. 0,02% läßt sich aber diese Wirkung nicht erhalten. Bei Zugabe in Mengen über 0,2% bzw. 0,2% sättigt sich ferner die Wirkung.
Zu beachten ist, daß der Stahl mit diesen Elementen als Hauptbestandteile auch Sn, Co, Zn, W und Mg in einer Gesamtmenge von höchstens 1% enthalten kann. Allerdings verursacht Sn leicht Fehler beim Warmwalzen, so daß höchstens 0,05% bevorzugt sind.
Im folgenden werden die Gründe für die Einschränkungen im Herstellungsverfahren der Erfindung näher erläutert.
Erhalten läßt sich das Stahlblech im Gußzustand, warmgewalzt, dann abgekühlt; im Warmwalzzustand; im Warmwalzzustand, dann abgekühlt, gebeizt, kaltgewalzt, dann wärmebehandelt; oder als warmgewalztes Stahlblech oder kaltgewalztes Stahlblech, daß durch eine Schmelztauchlinie wärmebehandelt ist; und ferner als diese Stahlbleche, die eine gesonderte Oberflächenbehandlung erhalten.
Das dem Warmwalzen in der Erfindung vorausgehende Herstellungsverfahren unterliegt keiner speziellen Einschränkung. Das heißt, nach Schmelzen in einem Hochofen oder Elektroofen usw. reicht es aus, verschiedene Arten von Sekundärfrischen durchzuführen, um die Bestandteile so einzustellen, daß sich die Sollgehalte von Bestandteilen ergeben, dann durch das gewöhnliche Stranggießen, das Blockverfahren, Dünnbrammenguß oder ein anderes Verfahren zu gießen. Für das Material kann auch Schrott verwendet werden. Im Fall einer durch Stranggießen erhaltenen Bramme kann die Bramme direkt als Warmbramme zur Warmwalzstraße transportiert oder kann auf Raumtemperatur abgekühlt, dann in einem Wärmeofen wiedererwärmt und anschließend warmgewalzt werden.
Die Wiedererwärmungstemperatur ist nicht speziell eingeschränkt, aber bei 1400°C oder darüber wird das Abzundern groß und der Ertrag fällt, so daß die Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise unter 1400°C liegt. Ferner beeinträchtigt eine Erwärmung unter 1000°C stark die Rentabilität in den Abläufen, so daß die Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise mindestens 1000°C beträgt. Weiterhin führt eine Erwärmung unter 1100°C nicht nur dazu, daß sich Ausscheidungen, u. a. Ti und/oder Nb, nicht wieder in der Bramme lösen, sondern sich vergröbern und einen Verlust an Ausscheidungsverfestigung bewirken, wozu kommt, daß die Ausscheidungen, u. a. Ti und/oder Nb in den zum Kragenziehen erwünschten Größen und Verteilungen nicht mehr ausscheiden, so daß die Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise mindestens 1100°C beträgt.
Das Warmwalzverfahren weist Vorwalzen und dann Fertigwalzen auf, aber nach dem Vorwalzen und dem sich daran anschließenden Entzundern ist es auch möglich, eine Platine zu verbinden und sie im Anschluß daran fertigzuwalzen. Hierbei ist es auch möglich, eine Grobplatine einmal in eine Bundform zu wickeln, sie in einer Abdeckung mit einer Warmhaltefunktion je nach Bedarf zu lagern, sie wieder abzuwickeln und sie dann zu verbinden. Weiterhin wird das anschließende Fertigwalzen vorzugsweise innerhalb von 5 Sekunden durchgeführt, um die erneute Zunderbildung nach Entzundern zu verhindern.
Das Fertigwalzen muß in einem Temperaturbereich enden, in dem die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur (FT) mindestens der Ar₃-Umwandlungspunkt +30°C ist. Grund dafür ist, daß zum Erhalten des Bainitferrits oder des Ferrits und Bainits, die zum Kragenziehen erwünscht sind, im Abkühlungsverfahren nach dem Warmwalzen die γ->α-Umwandlung bei einer niedrigen Temperatur erfolgen muß, wogegen in einem Temperaturbereich, in dem die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur (FT) unter dem Ar₃-Umwandlungspunkt +30°C liegt, spannungsinduzierte Ferritumwandlungskerne gebildet werden und schließlich polygonaler Grobferrit leicht produziert wird. Die Obergrenze der Fertigwalztemperatur muß nicht speziell festgelegt werden, was das Erzielen der Wirkungen der Erfindung betrifft, wobei aber eine Möglichkeit besteht, daß Zunderfehler im Betrieb auftreten, so daß ihre Festlegung mit höchstens 1100°C bevorzugt ist. Hierbei drückt man die Temperatur des Ar₃-Umwandlungspunkts einfach in Relation zu den Stahlbestandteilen z. B. durch die folgende Berechnungsformel aus: Ar₃ = 910 – 310 × %C + 25 × %Si – 80 × %Mn.
Nach Abschluß des Fertigwalzens wird der Stahl auf die festgelegte Wickeltemperatur (CT) abgekühlt. Festlegungsgemäß liegt die Zeit bis zum Abkühlungsbeginn innerhalb von 10 Sekunden. Grund dafür ist, daß bei einer Zeit bis zum Abkühlungsbeginn über 10 Sekunden der Stahl gleich nach dem Walzen rekristallisationsanfällig ist und die Austenitkörner letztendlich gröber werden und die Ferritkörner nach der γ->α-Umwandlung leicht vergröbern. Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit bis zum Abkühlungsende muß mindestens 50°C/s betragen. Grund dafür ist, daß bei einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit bis zum Abkühlungsende unter 50°C/s der Volumenanteil des Bainitferrits oder des Ferrits und Bainits, die zum Kragenziehen erwünscht sind, letztlich zum Sinken neigt. Ferner ist die Obergrenze der Abkühlungsgeschwindigkeit mit höchstens 500°C/s festgelegt, berücksichtigt man die tatsächlichen betrieblichen Anlagenfähigkeiten. Die Abkühlungsendtemperatur muß im Temperaturbereich von höchstens 700°C liegen. Grund dafür ist, daß bei einer Abkühlungsendtemperatur über 700°C die Tendenz besteht, daß sich eine andere Mikrostruktur als der Bainitferrit oder der Ferrit und Bainit bildet, die zum Kragenziehen erwünscht sind. Die Untergrenze der Abkühlungsendtemperatur muß nicht speziell festgelegt sein, um die Wirkung der Erfindung zu erhalten. Allerdings ist die Wickeltemperatur oder weniger angesichts des Verfahrens der Erfindung unmöglich. Die Verfahren vom Abkühlungsende bis zum Wickeln sind nicht speziell festgelegt, aber je nach Bedarf ist es möglich, bis auf die Wickeltemperatur abzukühlen, wobei aber in diesem Fall das Rückfedern des Blechs infolge von Wärmespannung ein Problem ist, weshalb höchstens 300°C/s bevorzugt sind.
Bei einer Wickeltemperatur unter 350°C werden keine ausreichenden Ausscheidungen, die Ti und/oder Nb enthalten, mehr gebildet, und ein Festigkeitsabfall ist zu befürchten, während bei über 650°C die Ti und/oder Nb enthaltenden Ausscheidungen in der Größe vergröbern und nicht mehr zum Festigkeitsanstieg durch Ausscheidungsverfestigung beitragen, wozu kommt, daß bei zu groß werdenden Ausscheidungen leicht Hohlräume an der Grenzfläche zwischen den Ausscheidungen und der Matrixphase auftreten und die Kragenziehbarkeit in der Tendenz sinkt. Daher ist die Wickeltemperatur mit 350°C bis 650°C festgelegt. Ferner ist die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Wickeln nicht speziell eingeschränkt, aber liegt bei Cu-Zugabe in einer Menge von mindestens 1% die Wickeltemperatur (CT) über 450°C, scheidet Cu nach dem Wickeln aus, und die Umformbarkeit ist beeinträchtigt. Dazu kommt, daß Cu im Zustand fester Lösung, das zur Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit wirksam ist, leicht verloren geht, so daß bei einer Wickeltemperatur (CT) über 450°C die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Wickeln vorzugsweise mindestens 30°C/s bis 200°C beträgt.
Nach dem Ende des Warmwalzverfahrens wird der Stahl je nach Bedarf gebeizt und kann dann auf der Straße oder außerhalb von ihr durch Dressieren mit einer Abnahme von höchstens 10% oder Kaltwalzen bis auf eine Abnahme von etwa 40% bearbeitet werden.
Ist das kaltgewalzte Stahlblech das Endprodukt, unterliegen die Warmfertigwalzbedingungen keiner speziellen Einschränkung. Ferner kann die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur (FT) des Fertigwalzens unter der Temperatur des Ar₃-Umwandlungspunkts liegen, aber in diesem Fall verbleibt eine feste umgeformte Struktur vor dem Walzen oder während des Walzens, so daß Wiederherstellung und Rekristallisation beim nachfolgenden Wickeln oder Wärmebehandeln bevorzugt sind. Das Kaltwalzverfahren nach dem anschließenden Beizen ist zum Erhalten der Wirkung der Erfindung nicht speziell eingeschränkt.
Bei der Wärmebehandlung dieses kaltgewalzten Stahlblechs ist ein Durchlaufglühverfahren angenommen. Zunächst wird dieses 5 bis 150 Sekunden in einem Temperaturbereich von mindestens 800°C durchgeführt. Liegt diese Wärmebehandlungstemperatur unter 800°C, lassen sich bei der späteren Abkühlung der Bainitferrit oder der Ferrit und Bainit, die zum Kragenziehen erwünscht sind, in der Tendenz nicht erhalten, so daß die Wärmebehandlungstemperatur mit mindestens 800°C festgelegt ist. Ferner ist die Obergrenze der Wärmebehandlungstemperatur nicht speziell festgelegt, beträgt aber infolge von Einschränkungen der Durchlaufglühanlagen im wesentlichen höchstens 900°C.
Andererseits ist eine Haltezeit unter 5 Sekunden in diesem Temperaturbereich unzureichend, damit sich die Ti- und Nb-Carbide vollständig wieder lösen. Bei über 150 Sekunden Wärmebehandlung sättigt sich nicht nur die Wirkung, sondern es sinkt auch die Produktivität, so daß die Haltezeit mit 5 bis 150 Sekunden festgelegt ist.
Als nächstes muß die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit bis zum Abkühlungsende mindestens 50°C/s betragen. Grund dafür ist, daß bei einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit bis zum Abkühlungsende unter 50°C/s der Volumenanteil des Bainitferrits oder des Ferrits und Bainits, die zum Kragenziehen erwünscht sind, in der Tendenz letztlich fällt. Unter Berücksichtigung der Fähigkeiten tatsächlicher betrieblicher Anlagen usw. beträgt ferner die Obergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 200°C/s.
Die Abkühlungsendtemperatur muß im Temperaturbereich von höchstens 700°C liegen, aber bei Gebrauch einer Durchlaufglühanlage übersteigt die Abkühlungsendtemperatur gewöhnlich niemals 550°C, so daß keine spezielle Berücksichtigung erforderlich ist. Ferner braucht die Untergrenze der Abkühlungsendtemperatur nicht speziell eingestellt zu sein, um die Wirkung der Erfindung zu erhalten.
Danach kann bei Bedarf weiterhin dressiert werden.
Zum Verzinken des warmgewalzten Stahlblechs nach Beizen oder des kaltgewalzten Stahlblechs nach dem Wärmebehandlungsverfahren kann das Blech in ein Zinkbad eingetaucht werden. Je nach Bedarf kann es auch legiert werden.
BEISPIELE
Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert.
Jeder der Stähle A bis M mit den chemischen Bestandteilen gemäß Tabelle 1 wurde in einem Konverter geschmolzen, stranggegossen, mit der Erwärmungstemperatur gemäß Tabelle 2 wiedererwärmt, vorgewalzt, anschließend auf eine Dicke von 1,2 bis 5,5 mm fertiggewalzt und dann gewickelt. Zu beachten ist, daß die chemischen Zusammensetzungen in den Tabellen in Gew.-% ausgedrückt sind. Zu beachten ist, daß gemäß Tabelle 2 einige Stähle nach dem Warmwalzverfahren gebeizt, kaltgewalzt und wärmebehandelt wurden. Die Blechdicken betrugen 0,7 bis 2,3 mm. Andererseits wurden von den Stahlblechen der Stahl H und der Stahl C-7 verzinkt.
In Tabelle 2 sind Einzelheiten der Produktionsbedingungen dargestellt. Hierbei bezeichnen ”SRT” die Brammenerwärmungstemperatur, ”FT” die Schlicht- bzw. Endstichtemperatur beim Fertigwalzen, ”Anfangszeit” die Zeit vom Walzende zum Abkühlungsbeginn, ”Abkühlungsgeschwindigkeit” die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit vom Abkühlungsbeginn bis zum Abkühlungsende und ”CT” die Wickeltemperatur. Bei späterem Walzen durch Kaltwalzen sind die Stähle aber nicht auf diese Weise eingeschränkt, so daß ”–” angegeben ist.
Die Zugprüfung für jedes der so erhaltenen warmgewalzten Bleche wurde gemäß 3(a) und 3(b) durchgeführt, indem zunächst das Blech zu einem in JIS Z 2201 beschriebenen Prüfling umgeformt wurde, wonach dem in JIS Z 2241 beschriebene Prüfverfahren gefolgt wurde. In 3(a) (Draufsicht) und 3(b) (Seitenansicht) bezeichnen 1 und 2 Stahlbleche (Prüflinge), 3 einen Zusatzwerkstoff, 4 einen Stoß sowie 5 und 6 Hilfsbleche. Tabelle 2 zeigt die Streckgrenze (VP), Zugfestigkeit (TS) und Bruchdehnung (El). Andererseits wurde die Kragenziehbarkeit durch das Kragenziehprüfverfahren gemäß der Beschreibung in der Norm JFS T 1001-1996 der Japan Iron and Steel Federation bewertet. Tabelle 2 zeigt die Kragenziehrate (λ). Hierbei sind die Volumenanteile von Ferrit, Bainit, Restaustenit, Perlit und Martensit festlegungsgemäß die Flächenanteile der Mikrostruktur bei 1/4 Blechdicke, wenn eine Probe poliert wird, die aus einer Position von 1/4 oder 3/4 Dicke des Stahlblechs am Querschnitt in Walzrichtung ausgeschnitten, mit einem Nytal-Reagens geätzt und dann unter einem optischen Mikroskop mit 200- bis 500-facher Vergrößerung betrachtet wird. Weiterhin wurde ein Schweißstoß-Zugprüfling gemäß 3 zur Durchführung einer Zugprüfung durch ein auf JIS Z 2241 basierendes Verfahren verwendet. Die Bruchlagen wurden durch Sichtbeobachtung des Aussehens als Matrix/Schweißzone klassifiziert. Aus Sicht der Festigkeit des Stoßes ist die Matrix als Bruchlage stärker bevorzugt als die Schweißzone.
Zu beachten ist, daß die Härte der Schweißwärmeeinflußzone des Lichtbogenschweißens durch einen Prüfling Nr. 1 gemäß der Beschreibung in JIS Z 3101 aufgrund des Prüfverfahrens gemäß der Beschreibung in JIS Z 2244 gemessen wurde. Zu beachten ist, daß das Lichtbogenschweißen mit einem CO₂-Schutzgas, einem Draht YM-60C, Durchmesser 1,2 mm oder YM-80C, Durchmesser 1,2 mm, hergestellt von Nippon Steel Welding Products and Engineering Co., Ltd., einer Schweißgeschwindigkeit von 100 cm/min, einem Schweißstrom von 260 ± 10 A, einer Schweißspannung von 26 ± 1 V, einer Dicke des Prüfmaterials von 2,6 mm, einer Härtemeßposition von 0,25 mm von der Oberfläche, einem Meßabstand von 0,5 mm und einer Prüfkraft von 98 kN durchgeführt wurde.
Die Stähle A, B, C-1, C-7, F, H, K, L und M ergaben gut kragenziehbares, hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, das die vorbestimmten Mengen an Stahlbestandteilen enthielt und Mikrostrukturen hatte, die Ferrit oder Ferrit und Bainit aufwiesen. Daher erkannte man signifikante Unterschiede im Hinblick auf den Enthärtungsgrad ΔHV der Schweißwärmeeinflußzone von mindestens 50 verglichen mit den herkömmlichen Stählen in der Bewertung durch das in der Erfindung beschriebene Verfahren. Ferner war für den Stahl F infolge der Zugabewirkung von B die Härtbarkeit an den Stellen der Schweißwärmeeinflußzone verbessert, an denen die α-γ-α-Umwandlung auftrat. Als Ergebnis wurde die Matrix zur Bruchlage.
Der Stahl C-2 hatte eine Fertigwalzendtemperatur (FT) außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 beschriebene erwünschte Mikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl C-3 hatte eine Zeit vom Fertigwalzende bis zum Abkühlungsbeginn außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl C-4 hatte eine mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl C-5 hatte eine Abkühlungsendtemperatur und eine Wickeltemperatur außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl C-6 hatte eine Wickeltemperatur außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl C-8 hatte eine Wärmebehandlungstemperatur außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl C-9 hatte eine Haltezeit außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß die in Anspruch 1 dargelegte Sollmikrostruktur nicht erhalten werden konnte und keine ausreichende Kragenziehbarkeit (λ) erreicht werden konnte. Der Stahl D hatte einen C*-Wert außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der Stahl E hatte einen C*-Wert außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Schweißwärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der Stahl E hatte eine C-Zugabemenge und einen C- und C*-Wert außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der Stahl G hatte eine Menge von Mo + Cr außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der Stahl I hatte eine Menge von Mo + Cr außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Wärmeeinflußzone (ΔHV) groß war. Der Stahl J hatte einen C*-Wert außerhalb des Bereichs der Erfindung, so daß der Enthärtungsgrad der Schweißwärmeeinflußzone (ΔHV) groß war.
GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
Wie zuvor näher erläutert, betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines gut kragenziehbaren, hochfesten Stahlblechs mit einer Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa und ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone. Durch Einsatz eines solchen dünnen Stahlblechs läßt sich eine große Verbesserung der Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone bei Punkt-, Lichtbogen-, Plasma-, Laser- oder anderem Schweißen nach Formgebung oder bei Formgebung nach solchem Schweißen erwarten.

Claims

Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, gekennzeichnet durch Warmwalzen einer Bramme, die in Gew.-% enthält: C: 0,01 bis 0,1%, Si: 0,01 bis 2%, Mn: 0,05 bis 3%, P: ≤ 0,1%, S: ≤ 0,03%, Al: 0,005 bis 1%, N: 0,0005 bis 0,005% und Ti: 0,05 bis 0,5% und die ferner C, S, N, Ti, Cr und Mo in Bereichen enthält, die 0% < C – (12/48 Ti – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05% sowie Mo + Cr ≥ 0,2%, Cr ≤ 0,5% und Mo ≤ 0,5% erfüllen, und die optional in Gew.-% ferner 0,01 bis 0,5% Nb enthält und ferner Nb in einem Bereich enthält, der 0% < C – (12/48 Ti + 12/93 Nb – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05% erfüllt, und die ferner optional in Gew.-% ein oder zwei der folgenden Bestandteile enthält: Ca: 0,0005 bis 0,002%, ein SEM: 0,0005 bis 0,02%, Cu: 0,2 bis 1,2%, Ni: 0,1 bis 0,6% und B: 0,0002 bis 0,002%, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufweist, Beenden des Fertigwalzens in einem Temperaturbereich von mindestens der Temperatur des Ar₃-Umwandlungspunkts +30°C, anschließendes innerhalb von 10 Sekunden erfolgendes Abkühlen durch eine Abkühlungsgeschwindigkeit mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit bis zum Abkühlungsende von mindestens 50°C/s auf einen Temperaturbereich von höchstens 700°C, und Wickeln mit einer Wickeltemperatur von 350°C bis 650°C, wobei die Mikrostruktur aus Ferrit, einschließlich Bainitferrit und Nadelferrit, oder diesem Ferrit und einem Bainitvolumenanteil von höchstens 10% besteht.
Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone, gekennzeichnet durch Warmwalzen einer Bramme, die in Gew.-% enthält: C: 0,01 bis 0,1%, Si: 0,01 bis 2%, Mn: 0,05 bis 3%, P: ≤ 0,1%, S: ≤ 0,03%, Al: 0,005 bis 1%, N: 0,0005 bis 0,005% und Ti: 0,05 bis 0,5% und die ferner C, S, N, Ti, Cr und Mo in Bereichen enthält, die 0% < C – (12/48 Ti – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05% sowie Mo + Cr ≥ 0,2%, Cr ≤ 0,5% und Mo ≤ 0,5% erfüllen, und die optional in Gew.-% ferner 0,01 bis 0,5% Nb enthält und ferner Nb in einem Bereich enthält, der 0% < C – (12/48 Ti + 12/93 Nb – 12/14 N – 12/32 S) ≤ 0,05% erfüllt, und die ferner optional in Gew.-% ein oder zwei der folgenden Bestandteile enthält: Ca: 0,0005 bis 0,002%, ein SEM: 0,0005 bis 0,02%, Cu: 0,2 bis 1,2%, Ni: 0,1 bis 0,6% und B: 0,0002 bis 0,002%, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen aufweist, Beizen desselben, Kaltwalzen desselben, anschließendes Halten desselben für 5 bis 150 Sekunden in einem Temperaturbereich von mindestens 800°C und anschließendes Abkühlen desselben durch eine Abkühlungsgeschwindigkeit mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 50°C/s auf einen Temperaturbereich von höchstens 700°C als Wärmebehandlungsverfahren, wobei die Mikrostruktur aus Ferrit, einschließlich Bainitferrit und Nadelferrit, oder diesem Ferrit und einem Bainitvolumenanteil von höchstens 10% besteht.
Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch den Schritt des Eintauchens des Stahlblechs in ein Zinkbad nach dem Ende des Warmwalzverfahrens, um die Oberfläche zu verzinken.
Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch den Schritt des Eintauchens des Stahlblechs in ein Zinkbad nach dem Ende des Wärmebehandlungsverfahrens, um die Oberfläche zu verzinken.
Verfahren zur Herstellung von gut kragenziehbarem, hochfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Enthärtungsfestigkeit der Schweißwärmeeinflußzone nach Anspruch 3 oder 4, gekennzeichnet durch den Schritt des Legierens nach Eintauchen des Stahlblechs in ein Zinkbad zum Verzinken.