EP1225235A2 - Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Bandes oder Bleches aus Stahl und nach dem Verfahren herstellbares Band oder Blech - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Bandes oder Bleches aus Stahl und nach dem Verfahren herstellbares Band oder Blech Download PDF

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EP1225235A2
EP1225235A2 EP02000584A EP02000584A EP1225235A2 EP 1225235 A2 EP1225235 A2 EP 1225235A2 EP 02000584 A EP02000584 A EP 02000584A EP 02000584 A EP02000584 A EP 02000584A EP 1225235 A2 EP1225235 A2 EP 1225235A2
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EP
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sheet
strip
annealing
steel
temperature
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EP02000584A
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Klaus Dr.-Ing Freier
Volker Dr.-Ing. Flaxa
Birgit Dr.-Ing. Reichert
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Salzgitter AG
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Salzgitter AG
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    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/663—Bell-type furnaces

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a cold-rolled, easily deformable Strip or sheet of steel after hot rolling, reeling and cold rolling a recrystallizing annealing and optionally a skin pass process is subjected and a bake hardening potential after a subsequent one Has deformation for a subsequent heat treatment.
  • the invention further relates to a readily deformable, cold-rolled strip or sheet which can be produced by the process and has a bake hardening potential after a subsequent deformation and for a subsequent temperature treatment (BH 2 potential).
  • BH 2 potential bake hardening potential after a subsequent deformation and for a subsequent temperature treatment
  • Such steel sheets are generally in the form of a Band made by casting a steel slab, hot rolled and at a certain intermediate temperature is coiled. After cooling the coiled At essentially ambient temperature, the sheet is placed on the strip Cold rolled final thickness. To remove the resulting tensions within the material is recrystallized annealing. Subsequently the band generally becomes weak again with a degree of deformation between about 0.5 and 2% rolled (skin pass).
  • the easy deformability of the steels means an increase in the strength values of the Steel type in principle, because the increased strength in principle with an impairment easy deformability goes hand in hand.
  • They are high-strength steel grades have been developed (e.g. ZStE and ZStEi), despite higher strength values are relatively easily deformable.
  • Such steel grades are, for example, a ZStE steel iron material sheet SEW093 and 094 and known as Isotropic Steel ZStEi while the conventional "soft" steel grades as St12 to St15 (corresponding DC01, DC03, DC04, DC05 according to DIN EN 10130) are known.
  • the steel types differ in the addition of microalloying elements and with regard to the conduct of the procedure.
  • a special steel of this type is, for example the isotropic steel ZstEi, as described in DE 38 03 064 C2, EP 0 400 031 B1 or DD 285 298 B5, the disclosure of which is incorporated in this description is described.
  • the bake hardening effect has the effect that hardening, that is to say increasing the yield strength, is brought about when the steel is subjected to temperature treatment, for example when stove-enamelling of body panels. It is an artificial aging of the steel, which causes the additional strength increase. The increase in strength is thus achieved after the sheet metal has been deformed to produce the desired component, so that the increase in strength does not interfere with the sheet metal deformation. It has been found that the previous deformation of the sheet affects the bake hardening effect.
  • the bake hardening effect caused only by the heat treatment without prior deformation is given as the BH 0 value, while a measure of the bake hardening effect after the deformation has been carried out is the BH 2 value after a deformation of the sheet 2% indicates the increase in strength due to a subsequent temperature treatment - standardized at 170 ° C for 20 minutes.
  • the bake hardening effect is based on a content of dissolved carbon in the steel that is above the equilibrium state.
  • the recrystallization annealing is carried out after the cold rolling with a continuous annealing.
  • carbon goes into solution.
  • the sheet is heated for a short time, a significantly higher than A 1 lying temperature is used for the recrystallization.
  • the proportion of dissolved carbon atoms that is several orders of magnitude above the equilibrium state arises.
  • the steel strip remains in equilibrium, so that there is no aging potential (bake hardening potential) if the carbon content ⁇ 0.02%.
  • An aging potential can only be created at lower carbon contents, which can only be adjusted by means of a complex vacuum treatment, since the C atoms in solution are difficult to remove iron carbide (cementite) due to their low density and the associated longer diffusion paths, and therefore occur Part remains saturated in solution.
  • C contents ⁇ 0.02% the carbon is excreted during slow cooling, so that no dissolved carbon is available for the aging potential.
  • the heat treatment diffuses the carbon atoms in the solution into dislocation areas of the matrix. This dislocates the dislocations, so that an increased amount of stress is required to generate a plastic flow in the material again.
  • This effect is considerably increased by a previous deformation of the steel strip, which is oversaturated with dissolved C.
  • the deformation process for example by deep drawing, leads to a significant increase in the dislocation density.
  • the carbon atoms diffuse into the dilated areas of the dislocations.
  • the bake hardening effect after a previous deformation characterized by BH 2
  • BH 2 bake hardening effect after a previous deformation
  • the forming of the sheets leads to one Strain hardening (work hardening).
  • work hardening steels For the application of bake hardening steels is the total strength resulting from the cold forming through the forming and Bake hardening results from the heat treatment, relevant.
  • the well-known bake hardening steels, which are produced with a continuous annealing have the degree of pre-stretch as a variable has an almost constant yield point for the sum of work hardening and bake hardening.
  • the bake hardening effect is therefore due to the vast majority at larger strains Share of work hardening hardly relevant. It is therefore known that the application of bake hardening steels mainly of interest for large components that are only weakly formed, such as fenders, bonnets, Car doors and roofs.
  • the invention is therefore based on the problem of producing tapes or steel sheets of the type mentioned at the outset with a bake hardening potential to enable that does not have the conventional restrictions.
  • a method of the type mentioned at the outset is characterized in that the recrystallizing annealing is carried out in a hood furnace in the collar and that the strip or sheet after the recrystallizing annealing has a temperature T of 200 ° C. ⁇ T ⁇ A 1 Cooling is subjected to a cooling rate ⁇ 1 ° C / s.
  • This method according to the invention thus allows the production of a bake hardening steel strip or sheet, which in a hood furnace, preferably in Fixed bond, has been recrystallized annealed, even if the C content in the steel is ⁇ 0.02%.
  • the short-time annealing according to the invention after cooling the recrystallized annealed strip or sheet to ⁇ 150 ° C., preferably to about room temperature, makes it possible to bring C which has been eliminated as carbides back into solution. Since the temperature of the brief annealing is below the A 1 temperature of the steel, this annealing does not significantly change the technological properties of the steel, in particular its texture. Due to the brief annealing and the subsequent cooling, which can be carried out in the usual way with air, but also with water, part of the dissolved C remains in solution and leads to the aging potential for the subsequent temperature treatment, for example during a stove enamelling.
  • the brief annealing is preferably effected in a continuous annealing furnace.
  • a sufficient bake hardening effect must be at a low one Annealing temperature T can be maintained during a relatively long annealing period higher annealing temperatures significantly reduce the required annealing time. It is therefore preferred to use a temperature T of brief glow ⁇ 450 ° C. It is further preferred that the glow duration of the brief glow between 2 Min. And 5 min.
  • the method according to the invention can also for not at all or electrolytically, i.e. without exposure to heat, to be galvanized Sheets are used.
  • the strip or sheet produced by the process according to the invention differs different from conventional strips or sheets with a bake hardening potential in that the total hardening of the steel (work hardening + bake hardening) increases with greater previous deformation of the sheet.
  • the steel according to the invention contains cementite precipitates in the matrix and on the grain boundaries. Conventional, continuously annealed bake hardening steels are practically free of cementite. If these steels are subjected to an aging treatment, Cementite forms, but with loss of the bake hardening effect. In contrast, the steel according to the invention has cementite precipitates and a bake hardening effect. This also applies if the steel has a C content ⁇ 0.02%. After the stove-enamelling, the sheet shows through the bake hardening effect clearly, i.e. by at least 15 MPa, preferably by at least 30 MPa, increased yield strength.
  • the steel according to the invention can have any analyzes that are suitable for easily deformable, cold rolled strips or sheets are known.
  • the invention Strip or sheet can therefore be made from steel of the steel types St12 to St15, ZStE or ZStEi.
  • the steel according to the invention can have a hot-dip galvanized surface and have been trained after hot-dip galvanizing.
  • the brief annealing according to the invention can be carried out at a constant temperature over the annealing time, but also with different annealing temperatures during the annealing time.
  • the "soft" grades St15 and St14 have no relevant amounts of microalloying elements (Ti, V, Nb, Mo).
  • the isotropic steel grade ZSt220 characterized by a titanium content that is between 0.01 and 0.04% may lie and is set to about 0.02% in the experimental examples.
  • the higher strength Grade ZSt340 has a similar titanium content and also one clear niobium content.
  • All steel grades used are in the usual way at the required temperatures poured into the slab and then hot rolled. After one Reeling at a suitable intermediate temperature is carried out in air Service. The cold rolling steps were then carried out. The steel strip was then subjected to recrystallization annealing in the hood furnace, whereby the usual annealing time is between 20 and 70 hours.
  • the steel strip cooled to about room temperature, was used for the tests carried out here in part, and in part undressed, before the short-time annealing according to the invention is carried out, preferably in a continuous furnace.
  • the material has been pre-stretched.
  • the cooled material is trained after the brief annealing Service.
  • FIG. 1 shows the measurement results for the BH 2 effect for the steel St15 as a function of the annealing temperature and the annealing duration, which was set at 0.5 min., 2 min. And 5 min.
  • the samples that were not trained before the annealing were referred to as "1 x trained" because of the dressing after the annealing, and the pre-addressed samples as "2 x trained”.
  • Figure 2 shows the results for the same tests on the steel ZStE220i.
  • a very large BH 2 effect is achieved at an annealing temperature of 700 ° C and an annealing time of 2 minutes. Extending the annealing time at this temperature leads to a reduction in the BH 2 effect.
  • dressing before the premature glow is rather harmful for the size of the BH 2 effect.
  • the results for the steel grade ZStE340 shown in FIG. 3 clarify that in this case, the skin pass before the short-term annealing is favorable, at least for medium annealing temperatures. At the low annealing temperature of 200 ° C a maximum is formed at the annealing temperature of 2 minutes for the 1 x trained steel. For shorter and longer glow times, the BH 2 effect even goes back to O.
  • Figures 4 to 6 illustrate the dependence of the BH value on the degree of prior stretching of the material. In all cases there is a more or less distinct maximum at about 2% degree of stretching, while conventional bake hardening steels have a BH value that decreases with increasing degree of stretching.
  • FIG. 4 shows the results for undressed samples of the grades ZSt220i, St14 and ZSt340, which were annealed at 500 ° C. for 5 minutes and deformed between 0.5 and 1% during dressing, depending on the steel grade.
  • the bake hardening annealing took place according to the test regulations at 170 ° for 20 minutes.
  • results shown in FIG. 5 relate to the same steels with the same degree of skin pass, but the short-term annealing at 500 ° C. has been carried out for an annealing period of 15 minutes.
  • the results shown in FIG. 6 relate to the steel grades treated in the same way, which were annealed at 700 ° C. for 5 minutes. What is striking is the high bake hardening potential for the isotropic steel grade ZStE220i, which has been pre-stretched with a degree of deformation between 2 and 3%.
  • FIG. 7 shows the sum of the deformation hardening (work hardening WH) and the bake hardening hardening (BH) as a function of the degree of stretching for the three steel grades. While conventional bake hardening steel grades show a substantially constant sum of the yield strength increase over the different degrees of stretching, the steel grades according to the invention have a yield strength increase that increases with the degree of stretching. The steels treated according to the invention therefore differ in their mechanical properties from the conventionally produced bake hardening steels.
  • FIGS. 8 to 10 illustrate the course of the work hardening curve and the bake hardening curve as a function of the degree of pre-expansion for the steel types St 15 (FIG. 8), ZStE 220i (FIG. 9) and ZStE 340 (FIG. 10). While the pure bake hardening effect tends to decrease again with increasing pre-stretching, the work hardening effect increases disproportionately, which results in the increasing total curve for the steel according to the invention.
  • FIG. 11 illustrates the dependence of the sum of the yield strength increase on the annealing temperatures and the annealing times.
  • the highest yield strength increase is achieved at the highest (permissible) annealing temperature of approx. 700 ° C with a long annealing time (5 minutes).
  • a further increase in the annealing temperature is not possible since the A 1 value (approx. 720 ° C) must not be exceeded during the annealing process. Exceeding the A 1 temperature would cause transformations that would negatively change the properties of the steel.
  • Table 2 shows the essential mechanical values for steels treated according to the invention with a BH 2 effect compared with the mechanical properties of the steel grades, as described in the Euronorm EN 10 130, in a material sheet W5 / 94 by the applicant or in the steel iron material sheets SEW 093 and SEW 094 are shown.

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Abstract

Die Herstellung eines kaltgewalzten, gut verformbaren Bandes oder Bleches aus Stahl, das nach einem Warmwalzen, Aufhaspeln und Kaltwalzen einem rekristallisierenden Glühen und ggf. einem Dressiervorgang unterzogen wird und ein Bake-Hardening-Potential nach einer anschließenden Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung aufweist, gelingt dadurch, dass das rekristallisierende Glühen in einem Haubenofen im Bund durchgeführt wird und dass das Band oder Blech nach dem rekristallisierenden Glühen von einer Temperatur T mit 200° C < T< A1 einer Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit > 1° C/s unterzogen wird. Somit ist es möglich, Eigenschaften haubengeglühter Stähle zu erhalten und dennoch einen Bake-Hardening-Effekt, insbesondere für C-Gehalte > 0,02 % zu erzielen. <IMAGE>

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten, gut verformbaren Bandes oder Bleches aus Stahl, das nach einem Warmwalzen, Aufhaspeln und Kaltwalzen einem rekristallisierenden Glühen und ggf. einem Dressiervorgang unterzogen wird und ein Bake-Hardening-Potential nach einer anschließenden Verformung für eine anschließende Temperaturbehandlung aufweist.
Die Erfindung betrifft ferner ein nach dem Verfahren herstellbares gut verformbares, kaltgewalztes Band oder Blech mit einem Bake-Hardening-Potential nach einer anschließenden Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung (BH2-Potential).
Beispielsweise im Automobilbau werden leicht verformbare Bleche benötigt, die relativ dünn ausgebildet sein müssen, um das Gewicht des Fahrzeugs nicht zu hoch werden zu lassen. Derartige Bleche aus Stahl werden im Allgemeinen in Form eines Bandes hergestellt, indem eine Stahlbramme gegossen, warmgewalzt und bei einer bestimmten Zwischentemperatur gehaspelt wird. Nach dem Abkühlen des gehaspelten Bandes auf im wesentlichen Umgebungstemperatur wird das Blech auf die Enddicke kaltgewalzt. Zur Beseitigung der dabei entstandenen Spannungen innerhalb des Materials wird ein rekristallisierendes Glühen durchgeführt. Anschließend wird das Band im Allgemeinen nochmals schwach mit einem Verformungsgrad zwischen etwa 0,5 und 2 % gewalzt (Dressieren).
Die leichte Verformbarkeit der Stähle steht einer Erhöhung der Festigkeitswerte der Stahlsorte grundsätzlich entgegen, da die erhöhte Festigkeit prinzipiell mit einer Beeinträchtigung der leichten Verformbarkeit einher geht. Es sind höherfeste Stahlsorten entwickelt worden (z. B. ZStE und ZStEi), die trotz höherer Festigkeitswerte relativ gut verformbar sind. Derartige Stahlgüten sind beispielsweise als ZStE Stahleisen-Werkstoffblatt SEW093 und 094 und als isotroper Stahl ZStEi bekannt, während die herkömmlichen "weichen" Stahlgüten als St12 bis St15 (entsprechend DC01, DC03, DC04, DC05 gemäß DIN EN 10130) bekannt sind. Die Stahltypen unterscheiden sich dabei hinsichtlich der Zugabe von Mikrolegierungselementen und hinsichtlich der Verfahrensführung. Ein besonderer Stahl dieser Art ist beispielsweise der isotrope Stahl ZstEi, wie er in DE 38 03 064 C2, EP 0 400 031 B1 oder DD 285 298 B5, deren Offenbarung zum Bestandteil dieser Beschreibung gemacht wird, beschrieben ist.
Für viele Stahlsorten besteht eine Möglichkeit, eine gute Verformbarkeit mit einer erhöhten Streckgrenze nach der Fertigstellung zu kombinieren, darin, den Stahl mit einem sogenannten Bake-Hardening-Potential zu produzieren. Der Bake-Hardening-Effekt bewirkt, dass bei einer Temperaturbehandlung des Stahls, wie sie beispielsweise beim Einbrennlackieren von Karosserieblechen vorgenommen wird, eine Verfestigung, also eine Erhöhung der Streckgrenze, hervorgerufen wird. Es handelt sich dabei um eine künstliche Alterung des Stahls, die die zusätzliche Festigkeitssteigerung bewirkt. Die Festigkeitssteigerung wird also nach der durchgeführten Verformung des Bleches zur Erstellung des gewünschten Bauteils erreicht, sodass die Festigkeitserhöhung nicht die Verformung des Bleches stört. Es hat sich herausgestellt, dass die vorherige Verformung des Bleches den Bake-Hardening-Effekt beeinflusst. Der nur durch die Temperaturbehandlung bewirkte Bake-Hardening-Effekt ohne vorherige Verformung wird als BH0-Wert angegeben, während ein Maß für den Bake-Hardening-Effekt nach einer vorgenommenen Verformung der BH2-Wert ist, der nach einer Verformung des Bleches um 2 % die Festigkeitserhöhung aufgrund einer anschließenden Temperaturbehandlung - genormt bei 170 °C für 20 Min. - angibt.
Der Bake-Hardening-Effekt beruht auf einem Gehalt an gelöstem Kohlenstoff im Stahl, der über dem Gleichgewichtszustand liegt. Zur Herstellung dieser Übersättigung des Stahls mit gelösten C-Atomen wird das Rekristallisationsglühen im Anschluss an das Kaltwalzen mit einer Durchlaufglühe durchgeführt. Durch die Temperaturerhöhung in der Durchlaufglühe geht Kohlenstoff in Lösung. Da in der Durchlaufglühe das Blech nur kurzzeitig aufgeheizt wird, wird für die Rekristallisation eine deutlich über A1 liegende Temperatur verwendet. In Verbindung mit dem schnellen Abkühlen des Stahlbandes entsteht der Anteil an gelösten C-Atomen, der einige Größenordnungen über dem Gleichgewichtszustand liegt.
Wird hingegen das Glühen des gewickelten Stahlbandes im Haubenofen, d.h. für eine vergleichsweise lange Zeit, durchgeführt und die dazugehörige langsame Abkühlung an Luft vorgenommen, verbleibt das Stahlband im Gleichgewichtszustand, sodass kein Alterungspotential (Bake-Hardening-Potential) entsteht, wenn der Gehalt an Kohlenstoff ≥ 0,02 % ist. Nur bei geringeren Kohlenstoffgehalten, die nur durch eine aufwändige Vakuumbehandlung einstellbar sind, lässt sich ein Alterungspotential herstellen, da die in Lösung befindlichen C-Atome aufgrund ihrer geringen Dichte und der damit verbundenen längeren Diffusionswege nur erschwert zu einer Eisenkarbidausscheidung (Zementit) gelangen und daher ein Teil übersättigt in Lösung bleibt. Für C-Gehalte ≥ 0,02 % findet beim langsamen Abkühlen die Ausscheidung des Kohlenstoffs statt, sodass kein gelöster Kohlenstoff für das Alterungspotential zur Verfügung steht. Durch die Temperaturbehandlung diffundieren die in der Lösung befindlichen Kohlenstoffatome in Versetzungbereiche der Matrix. Die Versetzungen werden dadurch blockiert, sodass ein erhöhter Spannungsbetrag erforderlich ist, um erneut ein plastisches Fließen im Werkstoff zu erzeugen. Dieser Effekt wird erheblich vergrößert durch eine vorherige Verformung des mit gelöstem C übersättigten Stahlbandes. Der Verformungsvorgang, beispielsweise durch Tiefziehen, führt zu einer signifikanten Erhöhung der Versetzungsdichte. Bei der Temperaturbehandlung, wie sie beispielsweise beim Einbrennlackieren vorgenommen wird, diffundieren die Kohlenstoffatome in die dilatierten Bereiche der Versetzungen. In der Praxis ist daher der Bake-Hardening-Effekt nach einer vorherigen Verformung (charakterisiert durch BH2) relevant.
Die Umformung der Bleche führt in Abhängigkeit vom Verformungsgrad zu einer Kaltverfestigung (Work-Hardening). Für die Anwendung der Bake-Hardening-Stähle ist die Gesamtfestigkeit, die sich aus der Kaltverformung durch die Umformung und Bake-Hardening aus der Temperaturbehandlung ergibt, relevant. Die bekannten Bake-Hardening-Stähle, die mit einer Durchlaufglühe hergestellt werden, weisen über den Grad der Vordehnung als Variable einen annähernd konstanten Streckgrenzenverlauf für die Summe aus Work-Hardening und Bake-Hardening auf. Der Bake-Hardening-Effekt ist daher bei größeren Dehnungen aufgrund des stark überwiegenden Anteils der Kaltverfestigung kaum relevant. Es ist daher bekannt, dass die Anwendung von Bake-Hardening-Stählen vorwiegend für großflächige Bauteile interessant ist, die nur schwach umgeformt werden, wie beispielsweise Kotflügel, Motorhauben, PKW-Türen und -Dächer.
Bekannt ist ferner, dass der Bake-Hardening-Effekt mit dem Gehalt gelöster Atome bis zu einem Sättigungswert ansteigt. Ein zu großer Gehalt gelöster C-Atome führt zu einer fehlenden Alterungsbeständigkeit des Stahlbleches bei Auslagerung. Für Bake-Hardening-Stähle wird daher ein Gehalt an gelöstem Kohlenstoff zwischen 5 und 10 ppm als optimal angesehen.
Die Beschränkung der Ausnutzung des Bake-Hardening-Effektes auf Nicht-Vakuumstähle, die in einer Durchlaufglühe rekristallisierend geglüht worden sind, führt zu erheblichen Restriktionen für die Herstellung geeigneter Stahlbleche. Vorteilhafte Eigenschaften von Stahlblechen, die vorzugsweise die rekristallisierende Glühung in Haubenglühöfen benötigen, wie beispielsweise die Herstellung von Stahlblechen mit einer planaren Isotropie oder Quasi-lsotropie, lassen sich daher bisher nicht mit einem Bake-Hardening-Effekt erstellen.
Der Erfindung liegt daher die Problemstellung zugrunde, die Herstellung von Bändern oder Blechen aus Stahl der eingangs erwähnten Art mit einem Bake-Hardening-Potential zu ermöglichen, die die herkömmlichen Restriktionen nicht aufweist.
Zur Lösung dieser Aufgabe ist erfindungsgemäß ein Verfahren der eingangs erwähnten Art dadurch gekennzeichnet, dass das rekristallisierende Glühen in einem Haubenofen im Bund durchgeführt wird und dass das Band oder Blech nach dem rekristallisierenden Glühen von einer Temperatur T mit 200° C ≤ T ≤ A1 einer Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit ≥ 1° C/s unterzogen wird.
Dieses erfindungsgemäße Verfahren erlaubt somit die Herstellung eines Bake-Hardening-Stahlbandes oder -bleches, das in einem Haubenofen, vorzugsweise im Festbund, rekristallisierend geglüht worden ist, und zwar auch dann, wenn der C-Gehalt in dem Stahl ≥ 0,02 % ist.
Überraschender Weise ist es durch das erfindungsgemäße kurzzeitige Glühen nach der Abkühlung des rekristallisierend geglühten Bandes oder Bleches auf ≤ 150 °C, vorzugsweise auf etwa Raumtemperatur, möglich, als Karbide ausgeschiedenes C wieder in Lösung zu bringen. Da die Temperatur des kurzzeitigen Glühens unter der A1-Temperatur des Stahles liegt, werden durch dieses Glühen die technologischen Eigenschaften des Stahls im Übrigen, insbesondere seine Textur, nicht wesentlich geändert. Aufgrund des kurzzeitigen Glühens und der anschließenden Abkühlung, die in üblicher Weise mit Luft, aber auch mit Wasser erfolgen kann, verbleibt ein Teil des gelösten C in Lösung und führt zu dem Alterungspotential für die nachfolgende Temperaturbehandlung, beispielsweise während eines Einbrennlackierens.
Das kurzzeitige Glühen wird vorzugsweise in einem Durchlaufglühofen bewirkt. Für die Erzeugung eines ausreichenden Bake-Hardening-Effektes muss bei einer niedrigen Glühtemperatur T eine relativ lange Glühdauer eingehalten werden, während höhere Glühtemperaturen die erforderliche Glühdauer erheblich herabsetzen. Es ist daher bevorzugt, eine Temperatur T des kurzzeitigen Glühens ≥ 450 °C zu verwenden. Bevorzugt ist ferner, die Glühdauer des kurzzeitigen Glühens zwischen 2 Min. und 5 Min. einzustellen.
Es wird im Allgemeinen sinnvoll sein, das Band oder Blech nach dem kurzzeitigen Glühen zu dressieren, also in üblicher Weise schwach zu verformen. Es kann auch sinnvoll sein, wenn das Band oder Blech vor dem kurzzeitigen Glühen bereits dressiert worden ist, obwohl dies nicht immer erforderlich erscheint.
Für die Herstellung von verzinkten Blechen oder Bändern ist es besonders zweckmäßig, eine Feuerverzinkung des Bleches oder Bandes zumindest als Teil des kurzzeitigen Glühens zu benutzen. Allerdings kann das erfindungsgemäße Verfahren auch für gar nicht oder elektrolytisch, d.h. ohne Wärmeeinwirkung, zu verzinkende Bleche eingesetzt werden.
Das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Band oder Blech unterscheidet sich von herkömmlichen Bändern oder Blechen mit einem Bake-Hardening-Potential dadurch, dass die Gesamtverfestigung des Stahls (Work-Hardening + Bake-Hardening) mit größerer vorheriger Verformung des Bleches zunimmt. Ferner enthält der erfindungsgemäße Stahl Zementitausscheidungen in der Matrix und an den Korngrenzen. Herkömmliche, durchlaufgeglühte Bake-Hardening-Stähle sind praktisch zementitfrei. Werden diese Stähle einer Überalterungsbehandlung ausgesetzt, bildet sich zwar Zementit, allerdings unter Verlust des Bake-Hardening-Effekts. Demgegenüber weist der erfindungsgemäße Stahl Zementitausscheidungen und einen Bake-Hardening-Effekt auf. Dies gilt auch dann, wenn der Stahl einen C-Gehalt ≥ 0,02 % aufweist. Nach dem Einbrennlackieren weist das Blech eine durch den Bake-Hardening-Effekt deutlich, d.h. um mindestens 15 MPa, vorzugsweise um mindestens 30 MPa, erhöhte Streckgrenze auf.
Der erfindungsgemäße Stahl kann beliebige Analysen aufweisen, die für gut verformbare, kaltgewalzte Bänder oder Bleche bekannt sind. Das erfindungsgemäße Band oder Blech kann daher aus einem Stahl der Stahlsorte St12 bis St15, ZStE oder ZStEi hergestellt sein.
Der erfindungsgemäße Stahl ist vorzugsweise wie folgt zusammengesetzt:
  • C 0,02 bis 0,12 %, vorzugsweise 0,03 bis 0,08 %
  • Si max. 0,50 %, vorzugsweise max. 0,40 %
  • Mn 0,1 bis 1,2 %, vorzugsweise 0,1 bis 1,0 %
  • P max. 0,1 %, vorzugsweise max. 0,08 %
  • S max. 0,025 %, vorzugsweise max. 0,02 %
  • N max. 0,009 %
  • Al 0,01 bis 0,08 %, vorzugsweise 0,015 bis 0,08 %
    • ggf. zusätzlich:
    • Ti 0,005 bis 0,06 %, vorzugsweise 0,01 bis 0,04 %
      und ggf. zusätzlich:
    • Nb 0,005 bis 0,06 %, vorzugsweise 0,01 bis 0,04 %
      - für isotrope Stähle -;
      ggf. zusätzlich:
    • Ti max. 0,22 % und ggf. zusätzlich
    • Nb max. 0,22 %
      - für ZStE Stähle -;
    Rest Eisen und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
    Soweit untere Grenzen für die o.a. Bestandteile nicht angegeben worden sind, ergeben sich diese aus nicht vermeidbaren Verunreinigungen mit diesen Elementen.
    Der erfindungsgemäße Stahl kann eine feuerverzinkte Oberfläche aufweisen und nach der Feuerverzinkung dressiert worden sein.
    Die erfindungsgemäße kurzzeitige Glühung kann bei einer konstanten Temperatur über die Glühzeit erfolgen, aber auch mit unterschiedlichen Glühtemperaturen während der Glühdauer.
    Die Erfindung soll im Folgenden anhand einiger Beispiele näher erläutert werden.
    Entsprechende Versuche sind durchgeführt worden mit Stählen der Güten St15, St14, zwei Varianten der Güte ZStE220i und der Güte ZStE340, deren chemische Zusammensetzungen der beigefügten Tabelle 1 zu entnehmen sind.
    Für die Versuche sind somit Stahlsorten verwendet worden, die alle einen C-Gehalt von ≥ 0,02 % aufweisen. Im Falle des Stahls ZStE340 beträgt der C-Gehalt sogar 0,075 %.
    Die "weichen" Güten St15 und St14 weisen keine relevanten Mengen an Mikrolegierungselementen (Ti, V, Nb, Mo) auf. Demgegenüber ist die isotrope Stahlsorte ZSt220 gekennzeichnet durch einen Titangehalt, der zwischen 0,01 und 0,04 % liegen kann und in den Versuchsbeispielen auf etwa 0,02 % eingestellt ist. Die höherfeste Güte ZSt340 weist einen ähnlichen Titangehalt und darüber hinaus einen deutlichen Niobgehalt auf.
    Die Untersuchung der Stahlgüten St14 und St15 haben für die hier interessierenden Parameter keine relevanten Unterschiede ergeben. Gleiches gilt für die Versuche mit den beiden Kaltbändern der Sorte ZStE220i. Im Folgenden wird daher jeweils das Ergebnis nur eines Vertreters dieser Güten angegeben und diskutiert.
    Da die verwendeten Stahlsorten im Markt geläufig und daher dem Fachmann hinlänglich bekannt sind, kennt der Fachmann die für die Herstellung der Stahlsorten erforderlichen Verfahrensschritte und deren Besonderheiten zur Erzielung der gewünschten Stahlgüten. Auf eine detaillierte Beschreibung kann daher hier verzichtet werden. Für die isotropen Stahlsorten wird auf die in DE 38 03 064 C2, EP 0 400 031 B1 und DD 285 298 B5 beschriebenen Herstellungsverfahren verwiesen, deren Verfahrensparameter zum Gegenstand der Offenbarung dieser Beschreibung gemacht werden.
    Alle verwendeten Stahlgüten sind in üblicher Weise bei den erforderlichen Temperaturen zur Bramme gegossen und anschließend warmgewalzt worden. Nach einem Haspeln bei einer geeigneten Zwischentemperatur ist eine Abkühlung an Luft vorgenommen worden. Anschließend sind die Kaltwalzschritte durchgeführt worden. Danach ist das Stahlband im Haubenofen rekristallisierend geglüht worden, wobei die übliche Glühdauer zwischen 20 und 70 Stunden liegt.
    Das auf etwa Raumtemperatur abgekühlte Stahlband ist für die hier durchgeführten Versuche teilweise dressiert und teilweise undressiert verwendet worden, bevor das erfindungsgemäße kurzzeitige Glühen, vorzugsweise in einem Durchlaufofen, vorgenommen wird. Um den BH2-Effekt, der in der Praxis allein von Bedeutung ist, feststellen zu können, ist das Material vorgereckt worden.
    In allen Fällen ist nach dem kurzzeitigen Glühen das abgekühlte Material dressiert worden.
    Figur 1 zeigt die Messergebnisse für den BH2-Effekt für den Stahl St15 in Abhängigkeit von der Glühtemperatur und der Glühdauer, die jeweils mit 0,5 Min., 2 Min. und 5 Min. eingestellt worden ist. Die vor dem Glühen nicht dressierten Proben sind wegen des Dressierens nach dem Glühen als "1 x dressiert", die vordressierten Proben als "2 x dressiert" bezeichnet worden.
    Es zeigt sich, dass bereits bei der Glühtemperatur von 200 °C und einer geringen Glühdauer ein erhöhtes BH2-Potential vorliegt, das für alle Proben mit zunehmender Glühtemperatur und zunehmender Glühdauer ansteigt, wobei bei der Glühtemperatur von 700 °C durch eine Verlängerung der Glühdauer über 2 Min. keine oder keine wesentliche Erhöhung des BH2-Potentials mehr erreicht wird.
    Für alle Proben erbringt das Dressieren des Materials vor dem kurzzeitigen Glühen keine merkliche Erhöhung des BH2-Effektes, in einigen Fällen ist sogar eine merkliche Erniedrigung festzustellen.
    Figur 2 zeigt die Ergebnisse für die gleichen Untersuchungen bei dem Stahl ZStE220i. Ein sehr großer BH2-Effekt wird bei einer Glühtemperatur von 700 °C und einer Glühdauer von 2 Min. erzielt. Eine Verlängerung der Glühdauer bei dieser Temperatur führt zu einer Verringerung des BH2-Effektes. Auch hier ist das Dressieren vor dem vorzeitigen Glühen für die Größe des BH2-Effektes eher schädlich.
    Die in Figur 3 dargestellten Ergebnisse für die Stahlgüte ZStE340 verdeutlicht, dass für diesen Fall das Dressieren vor dem kurzzeitigen Glühen, jedenfalls für mittlere Glühtemperaturen günstig ist. Bei der niedrigen Glühtemperatur von 200 °C bildet sich ein Maximum bei der Glühtemperatur von 2 Min. für den 1 x dressierten Stahl aus. Für kürzere und längere Glühdauern geht der BH2-Effekt sogar auf O zurück.
    Die Figuren 4 bis 6 verdeutlichen die Abhängigkeit des BH-Wertes von dem Grad der vorherigen Reckung des Materials. In allen Fällen stellt sich ein mehr oder weniger deutlich ausgeprägtes Maximum bei etwa 2 % Reckgrad ein, während herkömmliche Bake-Hardening-Stähle einen mit zunehmenden Reckgrad abfallenden BH-Wert aufweisen.
    Figur 4 zeigt die Ergebnisse für undressierte Proben der Güten ZSt220i, St14 und ZSt340, die 5 Min. bei 500 °C geglüht und in Abhängigkeit von der Stahlgüte beim Dressieren zwischen 0,5 und 1 % verformt worden sind. Die Bake-Hardening-Glühung hat gemäß den Prüfvorschriften bei 170° für 20 Min. stattgefunden.
    Die in Figur 5 dargestellten Ergebnisse beziehen sich auf die gleichen Stähle mit gleichen Dressiergraden, wobei jedoch die kurzfristige Glühung bei 500 °C für eine Glühdauer von 15 Min. vorgenommen worden ist.
    Die in Figur 6 dargestellten Ergebnisse betreffen die in gleicher Weise behandelten Stahlgüten, die bei 700 °C für 5 Min. geglüht worden sind. Auffallend ist dabei das hohe Bake-Hardening-Potential für die isotrope Stahlgüte ZStE220i, die mit einem Verformungsgrad zwischen 2 und 3 % vorgereckt worden ist.
    In Figur 7 ist für die drei Stahlgüten die Summe aus der Verformungsverfestigung (Work-Hardening WH) und der Bake-Hardening-Verfestigung (BH) in Abhängigkeit vom Reckgrad angegeben. Während herkömmliche Bake-Hardening-Stahlgüten eine im Wesentlichen konstante Summe des Streckgrenzenanstiegs über die unterschiedlichen Reckgrade zeigen, weisen die erfindungsgemäßen Stahlsorten einen mit dem Reckgrad wachsenden Streckgrenzenanstieg auf. Die erfindungsgemäß behandelten Stähle unterscheiden sich daher in ihren mechanischen Eigenschaften erkennbar von den herkömmlich produzierten Bake-Hardening-Stählen.
    Die Figuren 8 bis 10 verdeutlichen den Verlauf der Work-Hardening-Kurve und der Bake-Hardening-Kurve in Abhängigkeit vom Vordehnungsgrad für die Stahlsorten St 15 (Figur 8), ZStE 220i (Figur 9) und ZStE 340 (Figur 10). Während der reine Bake-Hardening-Effekt mit zunehmender Vordehnung eher wieder abnimmt, nimmt der Work-Hardening-Effekt überproportional zu, woraus sich die ansteigende Summenkurve für den erfindungsgemäßen Stahl ergibt.
    Figur 11 verdeutlicht die Abhängigkeit der Summe des Streckgrenzenanstiegs von den Glühtemperaturen und den Glühdauern. Für alle Stahlsorten wird der höchste Streckgrenzenanstieg bei der höchsten (zulässigen) Glühtemperatur von ca. 700 °C bei langer Glühdauer (5 Min.) erzielt. Eine weitere Erhöhung der Glühtemperatur ist nicht möglich, da der A1-Wert (ca. 720 °C) während des Glühvorganges nicht überschritten werden darf. Eine Überschreitung der A1-Temperatur würde Umwandlungen verursachen, die die Eigenschaften des Stahls negativ verändern würden.
    In Tabelle 2 sind die wesentlichen mechanischen Werte für erfindungsgemäß behandelte Stähle mit BH2-Effekt verglichen mit den mechanischen Eigenschaften der Stahlsorten, wie sie in der Euronorm EN 10 130, in einem Werkstoffblatt W5/94 der Anmelderin oder in den Stahleisenwerkstoffblättern SEW 093 und SEW 094 dargestellt sind.
    Alle Prozentangaben betreffen Gew.%.
    Figure 00130001

    Claims (17)

    1. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten, gut verformbaren Bandes oder Bleches aus Stahl, das nach einem Warmwalzen, Aufhaspeln und Kaltwalzen einem rekristallisierenden Glühen und ggf. einem Dressiervorgang unterzogen wird und ein Bake-Hardening-Potential nach einer anschließenden Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung aufweist, dadurch gekennzeichnet, dass das rekristallisierende Glühen in einem Haubenofen im Bund durchgeführt wird und dass das Band oder Blech nach dem rekristallisierenden Glühen von einer Temperatur T mit 200° C ≤ T ≤ A1 einer Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit ≥ 1° C/s unterzogen wird.
    2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur T≥ 450 ° C ist.
    3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Band nach dem rekristallisierenden Glühen im Bund auf ≤ 150 °C abgekühlt und anschließend durch Wiedererwärmung des abgehaspelten Bandes einem kurzzeitigen Glühen mit der Temperatur T für eine Glühdauer ≤ 20 Min. unterzogen wird.
    4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühdauer des kurzzeitigen Glühens zwischen 2 Min. und 5 Min. gewählt wird.
    5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung von der Temperatur T mit einer Abkühlgeschwindigkeit ≥ 2° C/s vorgenommen wird.
    6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Band oder Blech vor dem kurzzeitigen Glühen dressiert wird.
    7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Band oder Blech nach dem kurzzeitigen Glühen dressiert wird.
    8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass eine Feuerverzinkung des Bleches oder Bandes als Teil des kurzzeitigen Glühens benutzt wird.
    9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl mit C-Gehalt ≥ 0,02 % verwendet wird.
    10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, gekennzeichnet durch die Verwendung einer Stahlsorte, die aus den Stahlsorten St12 bis St15, ZStE und ZStEi ausgewählt worden ist.
    11. Gut verformbares, kaltgewalztes Band oder Blech , herstellbar nach dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, mit einem Bake-Hardening-Potential nach einer anschließenden Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung sowie mit einem C-Gehalt ≥ 0,02 % und mit Zementitausscheidungen in der Matrix und an den Korngrenzen.
    12. Band oder Blech nach Anspruch 11, hergestellt aus einem Stahl der Stahlsorte St12, St13, St14 oder St15.
    13. Band oder Blech nach Anspruch 11, hergestellt aus einem Stahl der Stahlsorte ZStEi.
    14. Band oder Blech nach Anspruch 11, hergestellt aus einem Stahl der Stahlsorte ZStE.
    15. Band oder Blech nach einem der Ansprüche 11 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass es eine feuerverzinkte Oberfläche aufweist.
    16. Band oder Blech nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass es nach der Feuerverzinkung der Oberfläche dressiert ist.
    17. Einbrennlackiertes Blech, hergestellt aus einem Band oder Blech nach einem der Ansprüche 11 bis 16, mit einer durch das Einbrennlackieren deutlich erhöhten Streckgrenze.
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