DE69221597T2

DE69221597T2 - Hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech mit niedrigem Strechgrenzenverhältnis und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69221597T2
Application number: DE69221597T
Authority: DE
Inventors: Toshiyuki Kato; Susumu Masui; Masahiko Morita
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-12-27
Filing date: 1992-12-23
Publication date: 1998-03-05
Anticipated expiration: 2012-12-24
Also published as: CA2086283A1; KR930013189A; US5312493A; JP3219820B2; EP0548950B1; EP0548950B2; DE69221597T3; EP0548950A1; DE69221597D1; KR950006690B1; JPH05179396A; CA2086283C

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

1. Gebiet der Erfindung

Diese Erfindung betrifft ein hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech, das von besonderem Vorteil bei Einsatz als Innenbleche, Karosserieteile und hochfeste Teile von Motorfahrzeugen ist und eine Zugfestigkeit von 70 bis 100 kgf/mm² aufweist, und betrifft ferner ein neues Verfahren zur Herstellung des Stahlfeinblechs.

2. Beschreibung des Standes der Technik

Herkömmlicherweise fanden hochfeste Stahlfeinbleche in weitem Umfang zur Bildung von Innenblechen, Karosserieteilen und hochfesten Teilen von Motorfahrzeugen zur Reduzierung des Gewichts des Kraftfahrzeugkörpers Verwendung. Eine hohe Festigkeit ist aus Gründen der Sicherheit erforderlich; andere Eigenschaften, wie eine gute Formbarkeit oder Verarbeitbarkeit beim Verarbeiten, typischerweise beim Druckformen, und gute Dauerfestigkeitseigenschaften nach dem Verarbeiten sind ebenfalls erforderlich.
Kaltgewalzte Stahlfeinbleche gelangten oft als Stahlfeinbleche, die diesen Bedingungen genügen, zum Einsatz. Zur Verringerung der Herstellungskosten wurden in den letzten Jahren jedoch häufig warmgewalzte Stahlfeinbleche akzeptiert.
wegen neuer strenger Vorschriften für Motorfahrzeuge ist eine weitere Verbesserung der Festigkeit warmgewalzter Stahlfeinbleche erforderlich, um eine weitere Gewichtsreduzierung des Fahrzeugkörpers zu erreichen. In zunehmendem Maße werden nun Produkte in einem Zugfestigkeitsbereich (TS-Bereich) von 70 bis 100 kgf/mm² gegenüber Produkten in einem TS-Bereich von 5Q bis 60 kgf/mm² verwendet.
Im Hinblick auf derartige hochfeste warmgewalzte Stahlfeinbleche sind typische wichtige Eigenschaften:
(1) eine dauerhafte hohe Festigkeit mit nur geringen Variationen in der Qualität und Beständigkeit,
(2) ein niedriges Streckgrenzenverhältnis,
(3) einfache Herstellung ohne harte Warmwalzbedingungen,
(4) verbesserte Verarbeitbarkeit beim Punktschweißen,
(5) verbesserte Dauerfestigkeitseigenschaften und
(6) verbesserte Walzform.
Zur Erhöhung der Festigkeit herkömmlicher warmgewalzter Stahifeinbleche mit einer Zugfestigkeit von 50 bis 60 kgf/mm² stehen viele verschiedene Verfahren zur Verfügung. Bekannte Beispiele sind Mischkristallhärtung, Strukturhärtung, Ausscheidungshärtung und Korngrenzenhärtung. Diese Härtungsverfahren werden zur Herstellung verschiedenster Teile mit einem Optimum an Qualität und auf wirtschaftliche Weise für die einzelnen Teile verwendet.
Zur Härtung von warmgewalzten Stahlfeinblechen mit einer Zugfestigkeit im Bereich von etwa 70 bis 100 kgf/mm² sind jedoch die zur Verfügung stehenden Härtungsmaßnahmen sehr beschränkt. Ein Problem besteht darin, daß durch eine hauptsächlich auf Mischkristallhärtung oder Korngrenzenhärtung basierende Behandlung keine hohe Festigkeit erzielt werden kann. Selbst durch Ausscheidungshärtung, die eine bessere Schmiedbarkeit und ein stabiles Herstellen ermöglicht, läßt sich nur schwer eine höhere Zugfestigkeit als 80 kgf/mm² erzielen. Tatsächlich steht in der Praxis außer Strukturhärtung mit Perlit oder Bainit oder Ausscheidungshärtung praktisch kein Herstellungsverfahren zur Verfügung.
Ausscheidungsgehärteter hochfester Stahl weist ein hohes Streckgrenzenverhältnis (üblicherweise 0,80 oder höher) auf. Insbesondere ist mit Bezug auf Stahl mit einer Zugfestigkeit von 80 kgf/mm² oder größer das Streckgrenzenverhältnis so hoch, daß das Zurückfedern des Stahls nach dem Preßformen für viele Zwecke übermäßig ist.
Hochfeste Stähle mit hohen Streckgrenzenverhältnissen und abgesehen von niedrigeren Siliciumgehalten ähnlichen Zusammensetzungen wie die vorliegende Erfindung und Ferrit/Bainit- bzw. -/Perlit-Strukturen sind aus GB-A-2 122 644 und US-A-4 043 805 bekannt.
Andererseits weist strukturgehärteter Stahl den Vorteil auf, daß keine wesentliche Inkompatibilität zwischen Festigkeitszunahme und Streckgrenzenabnahme besteht. Beispielsweise weist ein Zweiphasenstahl genannter und in der japanischen Patentveröffentlichung Sho 61-15128 beschriebener Ferrit- Martensit-Zweiphasenmischstahl stark verbesserte Dehnungseigenschaften und Dauerfestigkeitseigenschaften auf. In bezug auf diesen strukturgehärteten Stahl müssen ferner bei einer geforderten TS von 80 kgf/mm² oder größer strenge Herstellungsbedingungen eingehalten werden; ansonsten treten beim Herstellungsprozeß ernsthafte Formdefekte oder Qualitätsveränderungen auf.
Aus dem offengelegten japanischen Patent Hei 1-312032 ist ferner ein Zweiphasenstahl mit einer Ferrit-Martensit-Mischstruktur bekannt. Die TS dieses Stahls ist jedoch sehr gering, z.B. 50 bis 72 kgf/mm².
Ein als TRIP-Stahl bezeichneter Stahl mit (α + γ)-Struktur mit einer Zugfestigkeit von 80 bis 100 kgf/mm² ist ferner aus dem offengelegten japanischen Patent Hei 3-10049 bekannt. Dieser TRIP-Stahl ist ein hochfester Stahl. Er erhält seine charakteristischen Eigenschaften dadurch, daß besonderes Gewicht auf den Faktor der Verarbeitbarkeit gelegt wird. Im Falle dieses TRIP-Stahls wird die Zugfestigkeit jedoch stark durch die Prozentanteile der Phasen im Stahl, insbesondere durch die Menge des zurückgebliebenen Austenits beeinflußt. Aus diesem Grund ist es sehr schwierig, den Stahl mit gleichförmiger Qualität herzustellen. Dies trifft besonders in bezug auf die Gleichförmigkeit der Qualität in Breitenund Längsrichtung des Stahlbandes zu. Darüber hinaus ist der Kohlenstoffgehalt dieses Stahls so hoch, daß die Schweißbarkeit beim Punktschweißen unvermeidlich schlechter wird.
Aus den genannten und anderen Gründen steht zur Zeit kein Stahl zur Verfügung, der die wichtigen Erfordernisse für ein gewünschtes hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis erfüllt.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist daher die Bereitstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlfeinblechs mit einem niedrigen Streckgrenzenverhältnis, das die vorteilhaften Eigenschaften von üblichem ausscheidungsgehärtetem Stahl und strukturgehärtetem Stahl aufweist und das aufgrund der vorteilhaft gelösten Probleme des Standes der Technik verbessert ist, sowie die Bereitstellung eines neuen Verfahrens zur Herstellung dieses Stahlblechs.
Wir fanden durch viele Experimente und Untersuchungen heraus, daß die genannten Probleme durch das erfindungsgemäße Verfahren gelöst werden können. Als Basis wird ein ausscheidungsgehärteter Stahl bereitgestellt. Unter Berücksichtigung der Beziehung von Kohlenstoff zu Ti und Nb wird ein gesteuerter Kohlenstoffgehalt eingestellt. Ferner wird ein gesteuerter Si-Gehalt eingestellt und unter speziellen Bedingungen ein Warmwalzen durchgeführt. Hierbei wird nach dem Walzen gleichzeitig mit der γ T α-Umwandlung eine Ausscheidungshärtung bewirkt. Der aus den Ferritkörnern ausgeschiedene Kohlenstoff konzentriert sich in den nichtumgewandelten Austenitkörnern. Schließlich bildet sich eine Gefügestruktur, die hauptsächlich aus einer ausscheidungsgehärteten Ferritphase besteht und einen kleinen Anteil einer Martensitphase oder einer Restaustenitphase als sekundäre Phase enthält
Die Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls wird durch Ausscheidungshärtung einer weichen Ferritphase erhöht. Hierin besteht ein starker Unterschied zu üblichem Zweiphasenstahl oder TRIP-Stahl. Andererseits wird die im Vergleich zum üblichen Verfahren zum Erzielen der gleichen Festigkeit erforderliche Menge des Anteils an Martensit oder des Anteils an der Restaustenitphase geringer, so daß die Zunahme einer Kohlenstoffäquivalenz dadurch eingeschränkt ist.
Im Vergleich zu üblichem ausscheidungsgehärtetem Stahl weist der erfindungsgemäße Stahl aufgrund des Vorhandenseins der harten Sekundärphase eine viel höhere Festigkeit und ferner wegen der Neigung zur Bildung eines hochdichten Versetzungsnetzwerks um die Sekundärphase herum eine niedrige Streckgrenzenverhältnischarakteristik auf. Darüber hinaus besteht zwischen der Sekundärphase und den Ferritkörnern eine gewisse Übereinstimmung, wodurch das Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Duktilität verbessert wird. Da ferner die Sekundärphase die Ausbreitung von Ermüdungsrissen stoppt, verbessern sich die Dauerfestigkeitseigenschaften des Stahls deutlich. Des weiteren ist der Unterschied zwischen der Festigkeit der Ferritkörner und der Sekundärphase kleiner als in üblichem Zweiphasenstahl. Die Konzentration an lokalen Verformungen der Ferritkörner ist daher begrenzt, so daß die bei üblichen gehärteten Stählen dieser Art ungunstigerweise geringe lokale Verformbarkeit verbessert werden kann.
Diese Erfindung betrifft daher ein hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis mit einer Zusammensetzung von 0,18 Gew.-% oder weniger C, 1,15 bis 2,5 Gew.% Si, 0,5 bis 2,5 Gew.-% Mn, 0,05 Gew.-% oder weniger P, 0,02 Gew.-% oder weniger 5, 0,01 bis 0,1 Gew.-% Al, optional 0,3 bis 1,5 Gew.-% Cr, mindestens einem der Bestandteile aus etwa 0,02 bis 0,5 Gew.-% Ti und etwa 0,03 bis 1,0 Gew.-% Nb, Ti und Nb, und dem Rest Fe und zufälligen Verunreinigungen.
Die Struktur des Stahls wird aus Ferrit, in dem sich ein Carbid von Ti und/oder Nb ausgeschieden hat, und Martensit, oder aus Ferrit, in dem sich dieses Carbid ausgeschieden hat, Martensit und Restaustenit gebildet. Bainit ist nicht enthalten. Die folgende Formel bestimmt näherungsweise die relativen Mengen an C, Ti und Nb:
C Gew.-% ≥ 0,05 + Ti Gew.-%/4 + Nb Gew.-%/8.
Die vorliegende Erfindung gibt ferner ein hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis mit einer durch Zugabe von etwa 0,3 bis 1,5 Gew.-% Or zur genannten zusammensetzung gebildeten Zusammensetzung an.
Die vorliegende Erfindung gibt ferner ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten warmgewalzten Stahlfeinblechs mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis mit einer Struktur ohne Bainit und aus ausscheidungsgehärtetem Ferrit und Martensit oder aus ausscheidungsgehärtetem Ferrit, Martensit und Restaustenit. Das Verfahren umfaßt das Bereitstellen einer Stahlbramme der genannten Zusammensetzung und Struktur, Heißwalzen der Stahibramme, Endwalzen bei einer Temperatur von etwa 820ºC oder höher, Halten des Stahlfeinblechs im Temperaturbereich von etwa 820 bis 720ºC während 10 s oder länger, Abkühlen des Stahlfeinblechs mit einer Kühlrate von etwa 10ºC/s oder höher und Aufwickeln desselben bei einer Temperatur von etwa 500ºC oder niedriger.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1: Das Diagramm gibt die Beziehungen zwischen den Zugkennwerten und dem Si-Gehalt an.
Fig. 2: Schematische Darstellung eines Seitenbiegetestverfahrens.
Fig. 3: Schematische Darstellung eines Dehnungstestverfahrens.
Fig. 4: Darstellung der Form eines Dauertestteils und
Fig. 5: Photographie der Mikrostruktur eines Ferritkorns eines Stahlfeinblechs von Test Nr. 1 mit einem Transmissionselektronenmikroskop in 50. 000-facher Vergrößerung.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFUHRUNGSFORM

Wir führten die durch das folgende der Erläuterung dienende Beispiel genau beschriebenen Testarbeiten durch. Das Beispiel soll natürlich den Umfang der Erfindung nicht einschränken.
Der bei diesen Testarbeiten verwendete Stahl wurde durch Zugabe von Si im Bereich von 0,15 bis 3,00 Gew.-% zu einem üblichen ausscheidungsgehärteten Stahl einer Zusammensetzung von 0,07 Gew.-% C, 1,50 Gew.-% Mn, 0,01 Gew.-% P, 0,001 Gew.-% 5, 0,04 Gew.-% Al und 0,05 Gew.-% Nb hergestellt. Wir fanden heraus, daß der Einsatz von Si die Ausscheidungsreaktion von NbC in Ferritkörnern und die Konzentrierung bzw. Anreicherung von C in nichtumgewandelten Austenitphasen stark beeinflußte. Die Ursachen für dieses Phänomen sind nicht schlüssig geklärt. Wir glauben jedoch, daß der Grund hierfür darin liegt, daß Si den Ar&sub3;-Umwandlungspunkt des Materials ändern und den (γ + α) -Zweiphasenbereich vergrößern kann und dadurch die Zweiphasentrennung zum Zeitpunkt der γ T α-Umwandlung fördert.
Auf jeden Fall wurde die genannte Stahlbramme unter den im allgemeinen zu den erfindungsgemäßen Bedingungen konformen Bedingungen (Verwendung der gleichen Brammengröße und der gleichen Endmaße) zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlfeinblechs einer Dicke von 2,00 mm warmgewalzt. Die Zugeigenschaften dieses Stahlfeinblechs wurden getestet. Die Fig. 1 zeigt die Beziehungen zwischen den Zugkennwerten (YS, TS, YR, El, TS x El) und dem Si-Gehalt auf der Basis dieser Testarbeiten.
Wie aus Fig. 1 ersichtlich, zeigen sich in einem Bereich des Si-Gehalts von etwa 0,5 bis 2,5 Gew.-% die Eigenschaften eines niedrigen YR/einer hohen El und ein ziemlich gutes Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Duktilität Dies bestätigte die günstigen Wirkungen gesteuerter Si-Konzentrationen, insbesondere das Bewirken einer Förderung der Zweiphasentrennung zum Zeitpunkt der γ T α-Umwandlung.
Der Grund für die genannte Begrenzung der Bereiche der Komponentengehalte im erfindungsgemäßen Stahl wird im folgenden erläutert.
Bei einem Kohlenstoffgehalt von über etwa 0,18 Gew.-% verschlechtert sich die Schweißbarkeit beim Punktschweißen beträchtlich. Die Obergrenze des Kohlenstoffgehalts ist daher grundsätzlich auf etwa 0,18 Gew.-% oder weniger begrenzt. Genugt jedoch der Kohlenstoffgehalt der näherungsweisen Bedingung: C ≥ (0,05 + Ti/4 + Nb/8) Gew.-% im Zusammenhang mit Ti und Nb nicht, wird C mit Priorität bei der Ausscheidungsreaktion von TiC und NbC zum Zeitpunkt der γ T α-Umwandlung verbraucht, so daß das Ausmaß der C-Konzentrierung in nichtumgewandelten γ-Körnern unzureichend wird. Die Stabilität der nichtumgewandelten γ-Körner in Form von Austenit verringert sich dadurch und die Sekundärphase wandelt sich nur schwer in Martensit oder Restaustenit um, so daß es nicht gelingt, ein gutes Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Duktilität und die Eigenschaft eines niedrigen Streckgrenzenverhältnisses zu erzielen.
Es ist daher nötig, die Untergrenze für den Bereich des ungefähren Kohlenstoffgehalts so zu wählen, daß dieser der Beziehung genügt: C Gew.-% ≥ 0,05 + Ti Gew.-%/4 + Nb Gew.-%/8. In der Gleichung stehen C, Ti und Nb für den Gehalt an C, Ti bzw. Nb, deren Werte in Gew.-% angegeben ist. Die beiden Parameter Ti/4 und Nb/8 entsprechen den stöchiometrischen Mengen an C, die bei der Kombination von C mit Ti und Nb zur Bildung von TiC bzw. NbC verbraucht werden.
Die vorliegende Erfindung dient zur Bildung einer Martensitphase oder einer verbleibenden γ-Phase durch Ausscheiden von TiC und NbC in der Ferritphase der Endstruktur. Daher stellen die Glieder auf der rechten Seite der Gleichung einen Wert dar, den man durch Zufügen von etwa 0,05 Gew.-% C zu der zur Bildung von TiC und NbC notwendigen Menge an C erhält. Diese Kohlenstoffmenge von etwa 0,05 Gew.-% stellt eine zur Bildung einer bei niedriger Temperatur umgewandelten Phase in einem vorgegebenen Anteil entsprechend der geschilderten erfindungsgemäßen Zielsetzung notwendige Untergrenze für C dar. Die durch die vorliegende Erfindung erzielte Mikrostruktur läßt sich nur schaffen, wenn die dem Stahl zugesetzte Menge an C in dem ungefähren Wertebereich liegt, der gleich dem durch die Glieder auf der rechten Seite der Gleichung dargestellten Wert ist oder höher als dieser liegt.
Si ist erfindungsgemäß ein sehr wichtiges Element. Es dient zur Förderung der Ausscheidung von TiC und NbC in Ferrit zum Zeitpunkt der γ T α-Umwandlung und ferner zur Bildung von Martensit und Restaustenit als Sekundärphase. Wie bereits geschildert, zeigt sich der Einfluß der Zugabe von Si, wenn die Menge an zugefügtem Si etwa 0,5 Gew.-% oder mehr beträgt. Bei einem Si-Gehalt von über etwa 2,5 Gew.-% tritt eine Sättigung des Effekts und andererseits eine Verringerung des Entzunderungseffekts nach dem Warmwalzen und eine Steigerung der Herstellungskosten ein. Der erfindungsgemäße Si-Gehalt liegt daher im Bereich von etwa 0,5 bis 2,5 Gew.-%.
Bei einem Mangan-Gehalt von unter etwa 0,5 Gew.-% läßt sich die gewünschte Gefügestruktur nicht erhalten. Bei einem Mn- Gehalt von über etwa 2,5 Gew.-% sinkt andererseits der Ar&sub3; - Umwandlungspunkt in übermäßig starkem Maß, so daß sich während des Abkühlens nach dem Warmwalzen α-Körner nur mit Mühe ausscheiden. Die Wahrscheinlichkeit einer Ausscheidung von TiC und MnC verringert sich daher. TiC und MnC verbleiben in einem Übersättigungszustand, wobei es schwierig wird, eine Ausscheidungshärtung zu erzielen. Der Mn-Gehalt liegt daher im Bereich von etwa 0,5 bis 2,5 Gew.-%.
Der P-Gehalt ist auf etwa 0,05 Gew.-% oder weniger begrenzt, um die gewünschte Formbarkeit und Schweißbarkeit sicherzustellen.
Der S-Gehalt ist auf etwa 0,02 Gew.-% oder weniger beschränkt, so daß die die Formbarkeit beim Gesenkbördeln verschlechternde Reaktion mit Mangan im Stahl, bei der Mangansulfideinschlüsse gebildet werden, begrenzt wird.
Mindestens etwa 0,010 Gew.-% Al müssen zum Detergieren des Stahls zugesetzt werden. Eine Steigerung der Detergiereigenschaften ist zur Härtung von Stahl unverzichtbar. Die Zugabe einer Al-Menge von über etwa 0,10 Gew.-% ist wegen der durch Aluminiumcluster verursachten möglichen Bildung von Oberflächendefekten oder ähnlichem jedoch nicht erwünscht. Der Al- Gehalt liegt daher im Bereich von etwa 0,010 bis 0,10 Gew.-%.
Die Elemente Ti und Nb spielen gemäß der vorliegenden Erfindung wichtige Rollen. Diese Elemente scheiden sich in der Form von Carbiden in α-Körnern gleichzeitig mit der γ T α-Umwandlung nach dem Warmwalzen aus und tragen stark zur Grundhärtung bei. Bei einem zu geringen Gehalt von Ti und Nb sind die ausgeschiedenen Körner jedoch grob und verringern die Wirkung der Ausscheidungshärtung. Außerdem erhöht sich dadurch der Anteil der Sekundärphase, so daß die Struktur zum strukturgehärteten Typ tendiert. Ist andererseits der Gehalt an Ti und Nb zu groß, reicht die zur Bildung der Sekundärphase zur Verfügung stehende Kohlenstoffmenge nicht aus, so daß die sich ergebenden Stahleigenschaften in Richtung der Eigenschaften eines ausscheidungsgehärteten hochfesten Stahls gehen.
Aus diesem Grund liegt der Ti-Gehalt vorzugsweise im Bereich von etwa 0,02 bis 0,5 Gew.-% und der Nb-Gehalt vorzugsweise im Bereich von etwa 0,03 bis 1,0 Gew.-%. Da Ti und Nb gleich wirken, können sie selektiv verwendet werden; mindestens eines der Elemente kann im genannten Bereich verwendet werden.
Erfindungsgemäß kann eine geeignete Menge an Chrom zusammen mit den genannten Komponenten zugesetzt werden. Cr kann Mn substituieren. Ein geeigneter Bereich für die Zugabemenge an Cr ist etwa 0,3 bis 1,5 Gew.-%.
Zur erfindungsgemäßen Stahlherstellung günstige geeignete Bedingungen werden im folgenden beschrieben.
Zunächst wird in bezug auf das Warmwalzen die Endwalztemperatur auf etwas 820ºC oder höher reguliert. Bei einer Temperatur unter etwa 820ºC tritt eine beträchtliche Verschlechterung der Duktilität nach dem Warmwalzen auf.
Als erfindungsgemäße Warmwalzbedingungen können die Stufen zeitweiliges Abkühlen einer Stranggußbramme, abermaliges Erwärmen der Bramme und Grobwalzen der Bramme oder die Stufen Grobwalzen einer Stranggußbramme unmittelbar oder nach Halten der Erwärmung ohne ein Absinkenlassen der Temperatur auf etwa 820ºC oder darunter und anschließendes Grobwalzen der Bramme als Energiesparmaßnahme verwendet werden.
Erfindungsgemäß besteht die Notwendigkeit, den Bandstahl nach Beendigung des Warmwalzens etwa 10 5 oder länger in einem Temperaturbereich von etwa 820 bis etwa 720ºC zu halten. Beträgt diese Haltezeit weniger als etwa 10 s, ist das Ausmaß der γ T α-Umwandlung unzureichend. Das Ausmaß der Ausscheidung von TiC oder NbC in umgewandelte α-Körner und die Konzentrierung von C in nichtumgewandelten γ-Körnern sind unzureichend, so daß die aus ausscheidungsgehärtetem Ferrit und Martensit oder aus ausscheidungsgehärtetem Ferrit und Martensit und Restaustenit gebildete gewünschte Gefügestruktur nicht erhalten werden kann.
Die Abkühlungsrate ab diesem Halten (der Temperatur) bis zum Aufwickeln muß auf etwa 10ºC/s oder höher eingestellt werden. Für den Fall, daß diese Abkühirate weniger als etwa 10ºC/s beträgt, findet die Bildung von Perlit statt.
Die Aufwickeltemperatur muß auf etwa 500ºC oder darunter reguliert werden. Für den Fall, daß die Aufwickeltemperatur höher als etwa 500ºC liegt, findet die Bildung von Bainit statt. Die Untergrenze dieser Aufwickeltemperatur ist nicht besonders kritisch. Sie kann praktisch bei jeder Temperatur liegen, solange die gewünschte Form nach dem Wickeln beibehalten werden kann.
Die folgenden Beispiele sollen die Erfindung erläutern. Sie sollen den in den anhängenden Ansprüchen definierten Umfang nicht bestimmen oder begrenzen.

[Beispiele]

Fünfzehn Stahlbrammenzusammensetzungen (A-O) wurden nach Tabelle 1 hergestellt. Neun Arten waren erfindungsgemäß und sechs Arten waren als Vergleichsbeispiele angegebene Stahlbrammen. Alle Stahlbrammen wurden unter verschiedenen Bedingungen zur Herstellung warmgewalzter Stahlfeinbleche jeweils einer Dicke von 2,00 mm warmgewalzt. Die Verformungseigenschaften, die Seitenbruchdehnung (in Richtung C), die Lochdehnungsverhältnisse, die Dauerfestigkeit und die Strukturen der warmgewalzten Stahifeinbleche wurden untersucht. Die Zusammensetzungen sind in der folgenden Tabelle 1 angegeben. Tabelle 1
Verformungstests wurden auf der Basis des üblichen Verfahrens unter Verwendung eines Teststücks Nr. 5 nach der japanischen Industrienorm (JIS) in bezug auf die Richtung L durchgeführt.
Im Hinblick auf die Seitenbiegedehnung wurden Teststücke mit einer Länge von 200 mm und einer Breite von 40 mm hergestellt. Jedes Teststück wurde unter den Bedingungen eines Unterstützungsabstands von 150 mm und der Meßlänge: L&sub0; = 50 mm gemäß dem in Fig. 2 der Zeichnungen schematisch dargestellten Seitenbiegetestverfahren gebogen. Die bei Bruch auftretende Meßlänge L&sub1; wurde bestimmt. Die Seitenbruchdehnung wurde nach der folgenden Gleichung berechnet:
Seitenbruchdehnung (%) = (L&sub1; - L&sub0;)/L&sub0; x 100
Im Hinblick auf das Lochdehnungsverhältnis wurden Teststücke mit einem Durchmesser von 150 mm hergestellt. Ein zentraler Bereich der einzelnen Teststücke um ein durch Ausstanzen gebildetes Loch mit einem Durchmesser von etwa 36 mm (D&sub0;) wurde gemäß einem schematisch in Fig. 3 dargestellten Testverfahren zur Bestimmung des Lochdehnungsverhältnisses mit einem Rundkopflocheisen mit einem Radius im unteren Endbereich von 50 mm belastet. Der Durchmesser D&sub1; bei Auftreten eines sehr kleinen Risses wurde bestimmt. Das Lochdehnungsverhältnis wurde nach der folgenden Gleichung berechnet:
Lochdehnungsverhältnis (%) = (D&sub1; - D&sub0;)/D&sub0; x 100
Die Dauerfestigkeit wurde durch ein Flachbiegewechselfestigkeitstestverfahren unter Verwendung von Teststücken der in Fig.4 angegebenen Abmessungen (90 mm-15mm-30,4R) erhalten.
Die Tabelle 2 zeigt die Heißwalzbedingungen und die Ergebnisse dieser Experimente. Tabelle 2
Aus Tabelle 2 ist ersichtlich, daß alle erfindungsgemäßen Stahlprodukte eine Zugfestigkeit von nicht unter 70 kgf/mm² und ein niedriges Streckgrenzenverhältnis, ein gutes Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Duktilität, eine gute Seitenbruchdehnung, ein gutes Lochdehnungsverhältnis und hohe Dauerfestigkeit aufwiesen.
Fig. 5 zeigt eine mit einem Transmissionselektronenmikroskop aufgenommene Photographie der Mikrostruktur eines Ferritkorns eines Stahlfeinblechs der Test-Nr. 1. Es lassen sich feine Streifen einer TiC-Ausscheidung erkennen. Die Mikrostruktur der Beispiele des erfindungsgemäßen Stahlfeinblechs wurde daher im wesentlichen aus ausscheidungsgehärtetem Ferrit und Martensit gebildet. Insbesondere wurde mit Bezug auf die Teststücke Nr. 3, 11 und 15 auch Restaustenit beobachtet. Diese erfindungsgemäßen Beispiele wiesen ferner eine verbesserte Schweißbarkeit beim Punktschweißen auf.
Andererseits wiesen die Teststücke Nr. 16 einen Kohlenstoffgehalt, der außerhalb des erfindungsgemäßen kritischen Bereichs (Untergrenze) lag, und Eigenschaften, die den Eigenschaften ausscheidungsgehärteter Stahlsorten näher lagen, d.h. ein hohes Streckgrenzenverhältnis und eine geringe Dauerfestigkeit, auf, obwohl die Seitenbruchdehnung und das Lochdehnungsverhältnis geeignet waren. Das Teststück Nr. 17 wies einen Kohlenstoffgehalt über der für diese Erfindung kritischen Obergrenze und Eigenschaften, die zu den Eigenschaften strukturgehärteten Stahls, d.h. eine geringe Seitenbruchdehnung und ein geringes Lochdehnungsverhältnis, näher lagen, auf, obwohl das Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Duktilität und die Dauerfestigkeit gut waren. Ferner war die Verschlechterung der Festigkeit eines punktgeschweißten Bereichs dieses Teststücks groß.
Gemäß der vorliegenden Erfindung läßt sich, wie im vorhergehenden geschildert, ein hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech, das sowohl die Merkmale von üblichem ausscheidungsgehärtetem Stahl als auch strukturgehärtetem Stahl und eine Zugfestigkeit von 70 kgf/mm² aufweist und die genannten Probleme dieser Stahlarten in vorteilhafter Weise löst, ohne Schwierigkeiten herstellen. Darüber hinaus weist das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene warmgewalzte Stahlfeinblech ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und ein gutes Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Duktilität bei hoher Festigkeit auf. Das Stahlfeinblech weist ferner eine verbesserte Formbarkeit beim Gesenkbördeln, typischerweise eine verbesserte Seitenbruchdehnung und ein verbessertes Lochdehnungsverhältnis sowie verbesserte Dauerfestigkeitseigenschaften und Schweißbarkeit beim Punktschweißen auf. Es läßt sich sehr vorteilhaft beispielsweise als Innenbleche, Karosserieteile und hochfeste Teile von Motorfahrzeugen verwenden

Claims

1. Ein niedriges Streckverhältnis aufweisendes, hochfestes, warmgewalztes Stahlblech, das aus

0,18 Gew.-% oder weniger C;

1,15 bis 2,5 Gew.-% Si;

0,5 bis 2,5 Gew.-% Mn;

0,05 Gew.-% oder weniger P;

0,02 Gew.-% oder weniger S;

0,01 bis 0,1 Gew.-% Al;

gegebenenfalls 0,3 bis 1,5 Gew.-% Or;

einem Element, daß unter etwa 0,02 bis 0,5 Gew.-% Ti und etwa 0,03 bis 1,0 Gew.-% Nb und Gemischen hiervon ausgewählt ist, wobei Ti und Nb in einer der folgenden Formel entsprechenden Beziehung zu C vorhanden sind:

C Gew.-% ≥ 0,05 + Ti Gew.-% / 4 + Nb Gew.-% / 8; und

zum Rest Fe und beiläufigen Verunreinigungen besteht,

wobei die Struktur des Stahls ein gefälltes Carbid von Ti und/oder Nb und Martensit enthaltenden Ferrit oder das gefällte Carbid, Martensit und verbliebenen Austenit enthaltenden Ferrit umfaßt, wobei gilt, daß der Stahl keine Bainitstruktur umfaßt.

2. Ein niedriges Streckverhältnis aufweisendes, hochfestes, warmgewalztes Stahlblech mit einer Zusammensetzung nach Anspruch 1 wobei der Cr-Gehalt 0,3 bis 1,5 Gew.-% beträgt.

3. Verfahren zur Herstellung eines ein niedriges Streckverhältnis aufweisenden, hochfesten, warmgewalzten Stahlblechs durch

Herstellen einer Stahlbramme mit einer Zusammensetzung gemäß Anspruch 1 oder 2;

Warmwalzen der hergestellten Stahlbramme;

Fertigmachen des Warmwalzens bei einer Temperatur von etwa 820ºC oder darüber;

Halten des gewalzten Stahlblechs in einem Temperaturbereich von etwa 820 bis 720ºC während mindestens etwa 105;

Kühlen des Stahlblechs mit einer Kühlrate von etwa 10ºC/s oder darüber und

Aufwickeln desselben bei einer Temperatur von etwa 500ºC oder darunter.