DE60116477T2

DE60116477T2 - Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten

Info

Publication number: DE60116477T2
Application number: DE60116477T
Authority: DE
Inventors: Mizushima Works Saiji Chiba-shi MATSUOKA; Mizushima Works Tetsuo SHIMIZU; Technical Research Laboratories Kei Chiba-shi SAKATA; Osamu 2Technical Research Laboratori Chiba-shi FURUKIMI
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-04-07
Filing date: 2001-03-30
Publication date: 2006-07-13
Anticipated expiration: 2021-03-31
Also published as: AU780588B2; KR100664433B1; CN1295353C; AU4466401A; US20030201038A1; US20030213535A1; US20040108024A1; KR20020021646A; ATE315112T1; DE60116477D1; CA2372388C; CN1495278A; US6814819B2; US20040007297A1; US20030111144A1; EP1195447A1; US7396420B2; CN1380909A; CN1147609C; CA2372388A1

Description

Technisches Gebiet
–Die vorliegende Erfindung bezieht sich hauptsächlich auf Stahlbleche für Kraftfahrzeuge, und insbesondere auf Stahlbleche mit einer sehr hohen Reckalterungseigenschaft, hervorragender Pressformbarkeit, wie beispielsweise Biegebearbeitbarkeit, Stretch-Bördelbearbeitbarkeit und Ziehbearbeitbarkeit, bei welchen die Zugfestigkeit durch eine Wärmebehandlung nach Pressumformen erheblich erhöht wird und Herstellungsverfahren hierfür. Der Begriff "Stahlbleche", wie hierin verwendet, soll warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und galvanisierte Stahlbleche beinhalten.
Technischer Hintergrund
Gewichtsreduzierung von Kraftfahrzeugkarosserien ist in den letzten Jahren ein sehr wichtiges Thema im Hinblick auf die Emissionseinschränkungen zum Zweck der Bewahrung der globalen Umwelt geworden. Seit jüngstem werden Anstrengungen gemacht, um eine höhere Festigkeit der Kraftfahrzeugstahlbleche zu erzielen und die Stahlblechdicke zu verringern.
Weil eine Vielzahl der Stahlblechkarosseriebauteile eines Kraftfahrzeugs durch Pressformen hergestellt werden, wird von den benutzten Stahlblechen verlangt, dass diese eine hervorragende Pressformbarkeit aufweisen. Um eine hervorragende Pressformbarkeit zu erzielen, ist es notwendig, eine niedrige Fließfestigkeit und eine hohe Dehnung zu gewährleisten. In manchen Fällen kann oft Stretch-Bördeln eingesetzt werden, so dass auch ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis erforderlich ist. Generell führt jedoch eine höhere Festigkeit des Stahlblechs zu einer Erhöhung der Fließfestigkeit und Verschlechterung der Formerstarrung und neigt dazu, zu einer niedrigeren Dehnung und einem schlechteren Loch-Ausdehnungsverhältnis zu führen, was folglich zu einer geringeren Pressformbarkeit führt. Als ein Ergebnis dessen besteht herkömmlich eine erhöh te Nachfrage für hochfeste warmgewalzte Stahlbleche, hochfeste kaltgewalzte Stahlbleche und hochfeste galvanisierte Stahlbleche mit hoher Dehnung und hervorragender Pressformbarkeit.
Große Bedeutung wird nun auf die Sicherheit einer Kraftfahrzeugkarosserie zum Schutz eines Fahrers und Passagiere bei einer Kollision gelegt und für diesen Zweck wird von Stahlblechen verlangt, dass diese eine verbesserte Schlagbiegefestigkeit als einen Sicherheitsstandard bei einer Kollision aufweisen. Zum Zweck der Verbesserung der Schlagbiegefestigkeit ist eine höhere Festigkeit in einem fertiggestellten Kraftfahrzeug zu bevorzugen. Die größte Nachfrage besteht deshalb für hochfeste warmgewalzte Stahlbleche, hochfeste kaltgewalzte Stahlbleche und hochfeste galvanisierte Stahlbleche mit einer niedrigen Festigkeit und hoher Dehnung und hervorragender Pressformbarkeit während des Formens der Kraftfahrzeugteile und mit einer hohen Festigkeit und hervorragendem Schlagbiegewiderstand bei den vollendeten Produkten.
Um eine solche Nachfrage zu befriedigen, wurde ein Stahlblech mit sowohl hoher Pressformbarkeit als auch hoher Festigkeit entwickelt. Dies ist ein Stahlblech des Typs Baking-Härtung (baking hardening), dessen Fließspannung durch Anlegen einer Baking-Behandlung erhöht wird, normalerweise enthaltend Halten bei einer hohen Temperatur von 100 bis 200°C nach dem Pressformen. Dieses Stahlblech basiert auf einen Prozess umfassend die Schritte: Kontrollieren des endgültigen verbleibenden Gehalts an C in einem Fest-Lösungszustand (gelöster C-Anteil) innerhalb eines geeigneten Bereichs, Beibehalten der Weichheit, zufriedenstellende Formerstarrungsfähigkeit und Dehnung während des Pressformens, Verhindern von Wandern einer während des Pressformens hervorgerufenen Versetzung, durch den Rest an gelöstem C, der an dieser während der Baking-Behandlung nach dem Pressformen fixiert ist, wodurch eine Erhöhung der Fließspannung hervorgerufen wird. Obwohl bei diesem Kraftfahrzeugstahlblech des Baking-Härtung Typs die Fließspannung erhöht werden kann, war es jedoch unmöglich, die Zugfestigkeit zu erhöhen.
Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbart ein Baking-Härtung, hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit einer chemischen Zusammensetzung, umfassend 0,08 bis 0,20% an C, von 1,5 bis 3,5% an Mn und der Rest ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen und mit einem Gefüge, bestehend aus gleich mäßigen Bainit, enthaltend bis zu 5% Ferrit, oder Bainit, teilweise enthaltend Martensit. Das in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbarte kaltgewalzte Stahlblech hat eine Aufgabe, eine hohe Baking-Härtemenge zu erzielen, die konventionell durch Strukturumbildung von der konventionellen Struktur, hauptsächlich umfassend Ferrit, zu einer Struktur, hauptsächlich umfassend Bainit, in dem das Stahlblech nach kontinuierlichem Glühbehandeln innerhalb eines Temperaturbereichs von 400 bis 200°C in dem Kühlungsschritt schnell abgekühlt wird und dann dasselbe langsam abkühlen, nicht erreichbar war. Obwohl bei dem in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbarten Stahlblech eine hohe Baking-Härtemenge durch eine Erhöhung der Fließfestigkeit nach dem Baking erhalten wurde, die konventionell nicht erreichbar ist, ist es dennoch unmöglich, die Zugfestigkeit zu erhöhen und es besteht immer noch ein Problem, indem eine Verbesserung der Schlagbiegefestigkeit nicht erwartet werden kann.
Andererseits werden mehrere warmgewalzte Stahlbleche im Hinblick auf die Erhöhung von nicht nur der Fließspannung, sondern auch der Zugfestigkeit durch Ausführung einer Wärmebehandlung nach dem Pressformen vorgeschlagen.
Beispielsweise schlägt die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 8-23048, ein Herstellungsverfahren eines warmgewalzten Stahlblechs vor, umfassend die Schritte: Wiedererwärmen eines Stahls, enthaltend von 0,02 bis 0,13% an C, bis zu 2,0% an Si, von 0,6 bis 2,5% an Mn, bis zu 0,10% an gelöstem Al und von 0,0080 bis 0,0250% an N auf eine Temperatur von mindestens 1100°C, Durchführen des Endwalzens der Warmwalzbearbeitung bei einer Temperatur von 850 bis 950°C, dann Abkühlen des warmgewalzten Stahlblechs bei einer Abkühlrate von wenigstens 15°C/Sekunden auf eine Temperatur unterhalb 150°C und Aufwickeln des gleichen, wodurch ein Verbundgefüge hauptsächlich umfassend Ferrit und Martensit erzielt wird. Während in dem Stahlblech, welches durch das in der japanischen geprüften Patentanmeldung Veröffentlichungs-Nr. 8-23048 offenbarte Verfahren hergestellt wird, die Zugfestigkeit zusammen mit der Fließfestigkeit durch Reckalterung erhöht wird, entsteht jedoch ein ernstzunehmendes Problem, indem Aufwickeln des Stahlblechs bei sehr niedrigen Aufwickeltemperaturen von unterhalb 150°C zu großen Verteilungen der mechanischen Eigenschaften führt. Ein weiteres Problem enthält eine hohe Verteilung der Fließfestigkeitserhöhung nach dem Pressformen und der Baking-Behandlungen, sowie eine unge nügende Pressformbarkeit, resultierend von einem niedrigen Loch-Ausdehnungsverhältnis (λ) und einer verringerten Stretch-Bördelbearbeitbarkeit.
Andererseits wird bei Kraftfahrzeugbauteile verlangt, dass sie einen hohen Korrosionswiderstand für einige Abschnitte aufweisen. Ein schmelz-galvanisiertes bzw. feuerverzinktes Stahlblech ist ein Material, welches zum Anbringen an Abschnitten, von welchen ein hoher Korrosionswiderstand erfordert wird, geeignet ist und eine besondere Nachfrage besteht für schmelz-galvanisierte Stahlbleche mit hervorragender Pressformbarkeit während des Umformens und welches durch eine Wärmebehandlung nach dem Umformen erheblich gehärtet wird.
Um eine solche Nachfrage zu befriedigen, schlägt z.B. das japanische Patent, Veröffentlichungs-Nr. 2802513, ein Herstellungsverfahren für ein feuerverzinktes Stahlblech durch Nutzung eines warmgewalztes Stahlblech als ein Substrat vor. Das patentierte Verfahren umfasst die Schritte: Warmwalzen einer Stahlbramme, enthaltend bis zu 0,05% an C, von 0,05 bis 0,5% an Mn, bis zu 0,1% an Al und von 0,8 bis 2,0% an Cu unter den Bedingungen, enthaltend eine Aufwickeltemperatur von bis zu 530°C, Reduzieren der Stahlblechoberfläche durch Erwärmen des warmgewalzten Stahlblechs auf eine Temperatur bis zu 530°C und Schmelz-Galvanisieren des Blechs, wobei ein erstaunliches Härten durch eine Wärmebehandlung nach dem Umformen vorhanden ist. Bei dem Stahlblechherstellungsverfahren durch dieses Verfahren muss jedoch die Wärmebehandlungstemperatur wenigstens 500°C sein, um ein erstaunliches Härten durch die Wärmebehandlung nach dem Umformen zu halten und dies stellt in der Praxis ein Problem dar.
Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 10-310824, schlägt ein Herstellungsverfahren eines legierten, feuerverzinkten Stahlblechs vor, welches einer Erwartung zur Erhöhung der Festigkeit durch eine Wärmebehandlung nach dem Umformen erlaubt, indem ein warmgewalztes oder kaltgewalztes Stahlblech als ein Substrat benutzt wird. Dieses Verfahren umfasst die Schritte: Warmwalzen eines Stahls, enthaltend von 0,01 bis 0,08% an C, geeignete Mengen an Si, Mn, P, S, Al und N, und eine oder mehrere von Cr, W und Mo in einer Gesamtmenge von 0,05 bis 3,0%, oder Kaltwalzen oder Nachwalzen des Blechs und Glühbehandeln desselben, Durchführen von Feuerverzinken bzw. Schmelz-Galvanisieren des Blechs und dann Durchführen einer Wärme/Legierungsbehandlung. Die Offenbarung nimmt an, dass, nach dem Umformen, die Zugfestigkeit durch Erwärmung des Blechs bei einer Temperatur innerhalb eines Bereichs von 200 bis 450°C erhöht wird. Das resultierende Stahlblech bringt jedoch ein Problem mit sich, indem das Mikrogefüge ein Einphasen-Ferrit-, ein Ferrit- + Perlit- oder ein Ferrit- + Bainit-Gefüge umfasst, ist eine hohe Dehnung und eine niedrige Fließfestigkeit nicht vorhanden, was zu einer geringen Pressformbarkeit führt.
Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 11-199975, schlägt ein warmgewalztes Stahlblech zum Bearbeiten vor, welches hervorragende Dauerfestigkeitseigenschaften aufweist, enthaltend von 0,03 bis 2,0% an C, geeignete Mengen an Si, Mn, P, S und Al, von 0,2 bis 2,0% an Cu und von 0,0002 bis 0,002% an B, wobei das Mikrogefüge von diesem ein Verbundgefüge mit Ferrit als eine Hauptphase und Martensit als die zweite Phase ist, und der Vorhandenseinszustand von Cu in der Ferritphase in einem festen Lösungszustand und/oder Ausfällung bis zu 2 nm ist. Das vorgeschlagene Stahlblech hat eine Aufgabe, basierend auf der Tatsache, dass das Dauerfestigkeitsgrenzverhältnis nur dann erstaunlich verbessert wird, wenn Cu und B zur Komposition hinzugefügt werden und der feinste Zustand an Cu von bis zu 2 nm erzielt wird. Für diesen Zweck ist es wesentlich, dass Endwarmwalzen bei einer Temperatur von wenigstens des Ar₃-Umwandlungspunktes zu beenden, das Blech innerhalb eines Temperaturbereichs von Ar₃ bis Ar, beim Abkühlen während eines Zeitraums von 1 bis 10 Sekunden luftzukühlen, dann Abkühlen des Blechs bei einer Abkühlrate von wenigstens 20°C/Sekunden und Aufwickeln des abgekühlten Blechs bei einer Temperatur von bis zu 350°C. Eine niedrige Aufwickeltemperatur von bis zu 350°C verursacht ein Problem, dass es erhebliche Formdeformtionen des warmgewalzten Stahlblechs verursacht, was folglich eine industrielle stabile Herstellung verhindert.
Offenbarung der Erfindung
Die vorliegende Erfindung wurde in Anbetracht der Tatsache entwickelt, dass trotz der wie vorher beschriebenen großen Nachfrage ein Verfahren zum stabilen industriellen Herstellen eines Stahlblechs, welches diese Eigenschaften erfüllt, nie vorgeschlagen wurde, und hat eine Aufgabe zum vorteilhaften Lösen der vorerwähnten Probleme und zum Bereitstellen eines hochfesten Stahlblechs, geeignet als ein Kraftfahrzeugstahlblech mit hervorragender Pressformbarkeit und hervorragender Reckalterungseigen schaft, die dazu führt, dass die Zugfestigkeit erheblich durch eine Wärmebehandlung bei einer relativ geringen Temperatur nach dem Pressformen erhöht wird, und ein Herstellungsverfahren, welches eine stabile Herstellung eines solchen hochfesten Stahlblechs erlaubt. Der Begriff "Stahlbleche", wie hierin verwendet, soll warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und galvanisierte Stahlbleche beinhalten.
Um die vorerwähnte Aufgabe der Erfindung zu erfüllen, haben die gegenwärtigen Erfinder umfangreiche Studien, betreffend der Wirkung des Stahlblechgefüges und der Legierungselemente auf die Reckalterungseigenschaft durchgeführt. Als ein Ergebnis dessen hat man die folgenden Entdeckungen erhalten. Es ist möglich, eine hohe Reckalterung, die eine Erhöhung der Fließspannung und zusätzlich eine erstaunliche Erhöhung der Zugfestigkeit mit sich bringt, nach dem Durchführen einer Vorverformungsbehandlung (pre-strain treatment) von einer 5%igen Vorverformungsmenge (amount of prestrain) oder mehr und einer Wärmebehandlung bei einer relativ geringen Temperatur innerhalb eines Bereichs von 150 bis 350°C zu erhalten. Somit wird ein Stahlblech mit zufriedenstellender Dehnung, einer niedrigen Fließfestigkeit und einem hohen Loch-Ausdehnungsverhältnis und hervorragender Pressformbarkeit bereitgestellt.
Auf Basis dieser neuen Entdeckungen, wie oben beschrieben, haben die gegenwärtigen Erfinder weitere umfangreiche Studien durchgeführt und herausgefunden, dass das vorerwähnte Phänomen auch in Stahlblechen aufgetreten ist, die kein Cu enthalten. Wenn eine Vorbelastung durch Nutzung eines Stahlblechs, enthaltend eine oder mehrere von Mo, Cr und W statt Cu übertragen wird, und ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge erzielt wird und eine Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur angelegt wurde, wurden sehr feine Carbide durch Verformungsniederschlag im Martensit geformt, was in einer Erhöhung der Zugfestigkeit resultierte. Man hat herausgefunden, dass der Verformungsniederschlag beim Erwärmen auf eine niedrige Temperatur noch spürbarer wurde, indem eine oder mehrere von Nb, V und Ti zusätzlich zu einer oder mehreren von Mo, Cr und W enthalten sind.
Die vorliegende Erfindung wurde durch weitere Studien auf Basis der vorerwähnten Entdeckungen vervollständigt. Die vorliegende Erfindung stellt ein Stahlblech, wie jeweils in Anspruch 1 und Anspruch 2 angegeben, bereit. Die vorliegende Erfindung stellt auch ein Verfahren, wie jeweils in Anspruh 6, 7 und 8 angegeben bereit. Bevorzugte Ausfüh rungsformen der erfinderischen Produkte und erfinderischen Verfahren sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und dem (warmgewalzten) Stahlblechgefüge nach einer Vorverformungs-Wärmebehandlung veranschaulicht;
2 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungs-Wärmebehandlung eines warmgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
3 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen λ und YR eines warmgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
4 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Rekristallisationstemperatur nach der Vorverformungs-Wärmebehandlung eines kaltgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
5 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach der Vorverformungs-Wärmebehandlung eines kaltgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
6 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteil auf das Verhältnis zwischen λ und YR eines kaltgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
7 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Rekristallisations-Glühbehandlungstemperatur nach einer Vorverformungs-Wärmebehandlung eines feuerverzinkten Stahlblechs veranschaulicht;
8 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungs-Wärmebehandlung eines feuerverzinkten Stahlblechs veranschaulicht; und
9 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen λ und YR eines feuerverzinkten Stahlblechs veranschaulicht.
Beste Art und Weise zum Durchführen der Erfindung
Der Begriff "mit hervorragender Reckalterungseigenschaft" soll bedeuten, dass, wenn ein Stahlblech einer Vorverformungsbehandlung unter einem 5%igen oder höheren Betrag an plastischer Zugverformung unterworfen wird und dann einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur innerhalb eines Bereichs von 150 bis 350°C für eine halte Zeit von 30 Sekunden oder mehr, ist die Erhöhung ΔTS der Zugfestigkeit vor und nach der Wärmebehandlung {=(Zugfestigkeit nach Wärmebehandlung) – (Zugfestigkeit vor Vorverformungsbehandlung)} 80 MPa oder mehr, oder ΔTS sollte vorzugsweise 100 MPa oder mehr sein. Es erübrigt sich, darauf hinzuweisen, dass die Wärmebehandlung eine Erhöhung der Fließspannung verursacht, was ein ΔYS von ungefähr 80 MPa oder mehr mit sich bringt. Der Begriff ΔYS bedeutet eine Erhöhung der Fließfestigkeit vor und nach der Wärmebehandlung und wird als ΔYS = [(Fließfestigkeit nach Wärmebehandlung) – (Fließfestigkeit vor Vorverformungsbehandlung)} angegeben.
Wenn die Reckalterungseigenschaft geändert wird, spielt die Menge an Vorverformung eine wichtige Rolle. Die gegenwärtigen Erfinder haben die Wirkung der Menge an Vorverformung auf die nachfolgenden Reckalterungseigenschaften durch Annahme von Verformungstypen, unter welchen Kraftfahrzeugstahlbleche unterworfen werden, untersucht. Die resultierenden Entdeckungen enthielten die Möglichkeit, die Daten in Form von einachsiger äquivalenter Verformung (Zugverformung), außer für ein sehr tiefes Ziehen auszudrücken, das die einachsige äquivalente Verformungsmenge im Wesentlichen mehr als 5% für tatsächliche Komponente ausmacht und dass die Festigkeit der Komponente eine gute Übereinstimmung mit der Festigkeit aufweist, die nach einer Reckalterungsbehandlung unter einer 5%igen Vorverformung vorhanden ist. Unter Berücksichtigung dieser Entdeckungen wird angenommen, dass die Vorbelastung (Verfor mung) einer Reckalterungsbehandlung eine plastische Zugverformung von 5% oder mehr bei der vorliegenden Erfindung erzeugt.
Die konventionellen Wärme-Behandlungsbedingungen (Baking treatment) enthalten 170°C × 20 Minuten als Standardbedingungen. Wenn Ausscheidungshärtung von sehr feinem Cu, wie bei der vorliegenden Erfindung, genutzt wird, ist eine Wärmebehandlungstemperatur von 150°C oder mehr notwendig. Anderseits ist unter den Bedingungen, enthaltend eine Temperatur von über 350°C der Effekt gesättigt und sogar eine Tendenz der Enthärtung ist bemerkbar. Erwärmen auf eine Temperatur von mehr als 350°C verursacht sichtbares Vorkommen von Wärmeverformung oder Anlassfarbe. Aus diesen Gründen wird bei der vorliegenden Erfindung ein Wärmebehandlungstemperaturbereich von 150 bis 350°C für die Reckalterung festgelegt. Die halte Zeit der Wärmebehandlungstemperatur sollte 30 Sekunden oder mehr sein. Halten einer Wärmebehandlungstemperatur innerhalb eines Bereichs von 150 bis 350°C für ungefähr 30 Sekunden ermöglicht das Erreichen einer im Wesentlichen ausreichenden Reckalterung. Wenn eine stabilere Reckalterung erwünscht ist, sollte die Haltezeit vorzugsweise 60 Sekunden oder mehr, besonders bevorzugt 300 Sekunden oder mehr sein.
Während keine besonderen Einschränkungen auf das vorerwähnte Erwärmungsverfahren bei der Wärmebehandlung auferlegt werden, sind atmosphärisches Erwärmen in einem Ofen und auch Induktionserwärmen und Erwärmen durch eine nichtoxidierende Flamme, einem Laser oder Plasma zur Benutzung geeignet. So genanntes Warmpressen zum Pressen eines Stahlblechs während es erwärmt wird, ist ein wirksames Mittel in der vorliegenden Erfindung.
Das Ergebnis eines grundlegenden Experiments, durchgeführt von den gegenwärtigen Erfindern an warmgewalzten Stahlblechen, wird zuerst beschrieben.
Ein Vorblech mit einer chemischen Zusammensetzung, enthaltend in Gew.-%, 0,04% an C, 0,82% an Si, 1,6% an Mn, 0,01% an P, 0,005% an S, 0,04% an Al und 0,002% an N, mit Cu variierend zwischen 0,3% und 1,3%, wurde auf 1150°C erwärmt und bei dieser Temperatur durchgewärmt, für drei Durchgänge auf eine Dicke von 2,0 mm gewalzt, um eine Endwalzendtemperatur von 850°C zu erzielen und von einem einphasigen Ferrit-Gefüge-Stahlblech zu einem warmgewalzten Stahlblech mit einem Verbund gefüge Ferrit + Martensit durch Ändern der Abkühlungsbedingungen und der Aufwicklungstemperatur umgewandelt.
Festigkeitseigenschaft wurde durch einen Zugversuch an diesen warmgewalzten Stahlblechen untersucht. Eine Vorverformungsbehandlung einer Zugvorverformung von 5 wurde an den Probestücken, erhalten von diesen warmgewalzten Stahlblechen angelegt. Dann, nachdem eine Wärmebehandlung bei 50 bis 350°C für 20 Minuten angelegt wurde, wurde ein Zugversuch ausgeführt, um die Festigkeitseigenschaften zu bestimmen und die Reckalterungseigenschaft wurde ausgewertet.
Die Reckalterungseigenschaft wurde in Form der Erhöhung ΔTS der Zugfestigkeit von vor bis nach der Wärmebehandlung ausgewertet. Der Begriff ΔTS ist hierin als eine Differenz zwischen der Zugfestigkeit TS_HT nach der Wärmebehandlung und der Zugfestigkeit TS, wenn keine Wärmebehandlung auferlegt wird, definiert {=(Zugfestigkeit TS_HT nach Wärmebehandlung) – (Zugfestigkeit TS vor Vorverformungsbehandlung)}. Der Zugversuch wurde durchgeführt, indem JIS #5-Zugversuchsstücke benutzt wurden.
1 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS und dem Stahlblech- (warmgewalztes Stahlblech) Gefüge. Der ΔTS-Wert wurde durch Ausführen einer Vorverformungsbehandlung einer Zugvorverformung von 5% an den Probestücken und dann durchführen einer Wärmebehandlung von 250°C × 20 Minuten bestimmt. Aus 1 geht hervor, dass für ein Cu-Gehalt von 1,3 Gew.-% eine hohe Reckalterungseigenschaft, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr erzielbar ist, indem ein Stahlblech-Verbundgefüge Ferrit + Martensit erzielt wird. In dem Fall eines Cu-Gehalts von 0,3 Gew.-% ist ΔTS unterhalb 80 MPa und eine hohe Reckalterungseigenschaft kann nicht erzielt werden, auch nicht, wenn ein Stahlblech-Verbundgefüge Ferrit + Martensit erzielt wird.
Es ist möglich, ein warmgewalztes Stahlblech mit einer hohen Reckalterungseigenschaft durch Einschränken des Cu-Gehalts innerhalb eines geeigneten Bereichs und Erzielen eines Ferrit- + Martensit-Verbundgefüges herzustellen.
2 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach der Vorverformungsbehandlung. Das genutzte warmgewalzte Blech wurde durch Abkühlen des Blechs nach dem Warmwalzen bei einer Abkühlrate von 20°C/Sekunden auf 700°C, dann, nach Luftkühlen für 5 Sekunden, Abkühlen des Blechs bei einer Abkühlrate von 30°C/Sekunden auf 450°C und dann Ausführen einer abkühlungsähnlichen Behandlung bei 450°C für eine Stunde vorbereitet. Das somit erhaltene warmgewalzte Stahlblech hatte ein Verbundmikrogefüge, umfassend Ferrit als eine Hauptphase und Martensit bei einem Flächenverhältnis von 8%. Nachdem eine Vorverformungsbehandlung an diesen warmgewalzten Stahlblechen angelegt wurde, hat man eine Wärmebehandlung durchgeführt, um ΔTS zu bestimmen.
Wie in 2 angezeigt, erhöht sich ΔTS mit einer Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur und diese Erhöhung ist im hohen Maße von dem Cu-Gehalt abhängig. Wenn der Cu-Gehalt 1,3 Gew.-% ist, kann eine hohe Reckalterungseigenschaft bei einer Wärmebehandlungstemperatur von 150°C oder mehr und ein ΔTS von 80 MPa oder mehr erhalten werden. Mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% ist ΔTS unterhalb 80 MPa und eine hohe Reckalterungseigenschaft ist bei jeder Erwärmungsbehandlungstemperatur nicht verfügbar.
Aus Stahlblechen mit Cu-Anteilen von jeweils 0,3 Gew.-% und 1,3 Gew.-% wurden Materialien (warmgewalzte Stahlbleche) mit einem Fließverhältnis YR (=(Fließfestigkeit YS/Zugfestigkeit TS) × 100%) innerhalb eines Bereichs von 50 bis 90% durch Verändern der Abkühlrate nach dem Warmwalzen auf unterschiedliche Stufen mit einem Gefüge, das sich von Ferrit + Martensit zu Einphasen Ferrit umwandelte, vorbereitet. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis (λ) wurde durch Ausführen eines Loch-Ausdehnungstests an diesen Materialien (warmgewalzte Stahlbleche) bestimmt. Bei dem Loch-Ausdehnungstest wurde das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ durch Formen von Stanzlöchern in den Probestücken mittels Stanzen mit einer Stanze bestimmt, welche einen Durchmesser von 10 mm aufweist, und Ausführung von Loch-Ausdehnung mit einer Kegelstanze mit einem vertikalen Winkel von 60° bis Risse, die entlang der Dicke verlaufen, auftraten, so dass der Grat außerhalb ist. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde durch Nutzung einer Formel bestimmt: λ (%) = {(d – d₀)/d₀)} × 100, worin d₀: Ausgangslochdurchmesser und d: innerer Lochdurchmesser beim Eintreten von Rissen ist.
Diese Ergebnisse sind in Form des Verhältnisses zwischen dem Loch-Ausdehnungsverhältnis λ und dem Fließverhältnis YR ausgedrückt und der abgeleitete Effekt des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen dem Loch-Ausdehnungsverhältnis λ und dem Fließverhältnis YR ist in 3 veranschaulicht.
3 deutet an, dass ein Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% ein Ferrit (α) + Martensit Verbundgefüge hat und mit einem YR von unter 70% führt das verringerte YR zu einer Verringerung des λ. Ein Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 1,3 Gew.-% hat ein Ferrit (α) + Martensit Verbundgefüge und behält einen hohen λ-Wert, auch wenn YR sich verringert. Bei einem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% kann ein niedriges YR und ein hohes λ nicht gleichzeitig erhalten werden.
Dies vermittelt die Möglichkeit, ein warmgewalztes Stahlblech herzustellen, welches sowohl das Erfordernis eines niedrigen Fließverhältnisses als auch eines hohen Loch-Ausdehnungsverhältnisses durch Einschränken des Cu-Gehalts innerhalb eines geeigneten Bereichs erfüllt und ein Ferrit (α) + Martensit Verbundgefüge erzielt.
Bei dem warmgewalzten Stahlblech dieser Erfindung sind fällt sehr feines Cu in dem Stahlblech als ein Ergebnis einer Vorverformung mit einem 2%igen oder höheren Verformungsbetrag, gemessen beim Messen der Erhöhung des Umform-Widerstandes von vor bis nach einer herkömmlichen Wärmebehandlung und der bei einer relativ niedrigen Temperatur innerhalb eines Bereichs von 150 bis 350°C ausgeführten Wärmebehandlung aus. Gemäß eine von den gegenwärtigen Erfindern veranlasste Untersuchung wird angesehen, dass eine hohe Reckalterungseigenschaft, die zu einer Erhöhung der Fließspannung und einer erstaunlichen Erhöhung der Zugfestigkeit führt, durch diese Ausfällung von sehr feinem Cu erhalten wurde. Eine Ausfällung von sehr feinem Cu durch eine Wärmebehandlung in einem relativ niedrigen Temperaturbereich wurde noch nie bei einem Stahl mit extrem geringem Kohlenstoff oder Niedrigkohlenstoffstahl in den bis jetzt herausgegebenen Studien beobachtet. Eine Ursache der Ausfällung von sehr feinem Cu bei einer Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur wurde bis jetzt noch nicht geklärt, aber es ist plausibel, dass während des Haltens in dem Zweiphasenbereich von Ferrit (α) + Austenit (γ) Cu zum größten Teil in der γ-Phase verteilt ist, und das verteilte Cu, welches auch nach dem Abkühlen verbleibt, wird zu einem super-gesättigten Festlösungszustand in Martensit umgewandelt und wird durch Auferlegen einer 5%igen oder höheren Vorverformung und einer Niedrigtemperatur-Wärmebehandlung sehr fein ausgefällt.
Das Loch-Ausdehnungsverhältnis wird in einem Stahlblech, zu welchem Cu hinzugefügt wird und in welchem ein Ferrit- + Martensit-Verbundgefüge erzielt wird, erhöht. Die genauen Mechanismen dieser Erhöhung wurden bis jetzt noch nicht geklärt. Es wird jedoch angenommen, dass diese auf die Tatsache, dass die Hinzufügung von Cu den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit reduziert, zurückführbar ist.
Das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung ist ein hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit TS von 440 MPa oder mehr und hervorragender Pressformbarkeit, bei welchem die Zugfestigkeit als ein Ergebnis einer Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur nach Pressformen erstaunlich erhöht wird, was zu einer hervorragenden Reckalterungseigenschaft mit einem ΔTS von 80 MPa oder mehr führt.
Das Gefüge des warmgewalzten Stahlblechs der Erfindung wird nun beschrieben.
Das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung hat ein Verbundgefüge, umfassend eine Ferritphase und eine zweite Phase, enthaltend Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr relativ zu dem gesamten Gefüge.
Um ein Stahlblech mit niedriger Fließfestigkeit YS und hoher Dehnung EI zu erhalten und welches hervorragend in seiner Pressformbarkeit ist, ist es bei der Erfindung notwendig, das Gefüge des warmgewalzten Stahlblechs der Erfindung zu einem Verbundgefüge umzuwandeln, umfassend eine Ferritphase, welche die Hauptphase ist, und eine zweite Phase, die Martensit enthält. Das als Hauptphase dienende Ferrit sollte vorzugsweise ein Flächenverhältnis von 50% oder mehr aufweisen. Mit Ferrit von unterhalb 50% ist es schwierig, eine hohe Dehnung beizubehalten, was zu einer geringeren Pressformbarkeit führt. Wenn eine zufriedenstellende Dehnung verlangt wird, sollte das Flächenverhältnis der Ferritphase vorzugsweise 80% oder mehr sein. Um die gesamten Vorteile des Verbundgefüges auszunutzen, sollte die Ferritphase vorzugsweise 98 oder weniger sein.
Bei der Erfindung muss das Stahl Martensit als eine zweite Phase in einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr relativ zu dem gesamten Gefüge enthalten. Ein Martensitflächenverhältnis von unterhalb 2% kann nicht gleichzeitig eine niedrige YS und eine hohe EI erfüllen. Die zweite Phase kann einphasiges Martensit mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr, oder eine Mischung einer Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr und einer zweiten Phase, umfassend eine Perlitphase, eine Bainitphase oder eine Abschreck-Austenitphase sein.
Das warmgewalzte Stahlblech mit dem vorerwähnten Gefüge wird somit ein Stahlblech mit hervorragender Pressformbarkeit, mit einer niedrigen Fließfestigkeit und hoher Dehnung und mit hervorragender Reckalterungseigenschaft sein.
Die Gründe zum Einschränken der chemischen Zusammensetzung des warmgewalzten Stahlblechs der Erfindung werden nun beschrieben. Gewichtsprozent, Gew.-%, wird nachfolgend lediglich als% beschrieben.
C: 0,15% oder weniger:
C ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs erhöht und die Bildung eines Ferrit- und Martensit-Verbundgefüges fördert und sollte vorzugsweise in einer Menge von 0,01% oder mehr zum Bilden eines Verbundgefüges in der Erfindung enthalten sein. Ein C-Gehalt von über 0,15% verursacht andererseits teilweise eine Erhöhung des Carbidverhältnisses in dem Stahl, was zu einer Verringerung der Dehnung und folglich zu einer Verringerung der Pressformbarkeit führt. Ein noch bedeutenderes Problem ist, dass ein C-Gehalt von über 0,15% zu einer erheblichen Verringerung der Punktschweißbarkeit und Lichtbogenschweißbarkeit führt. Aus diesen Gründen ist bei der Erfindung der C-Gehalt auf 0,15% oder weniger beschränkt. Im Hinblick auf die Formbarkeit sollte der C-Gehalt 0,10% oder weniger sein.
Si: 2,0% oder weniger:
Si ist ein nützliches Festigungselement, welches die Festigkeit eines Stahlblechs ohne Verursachung einer sichtbaren Verringerung der Dehnung des Stahlblechs erhöhen kann und ist zum Beschleunigen der Ferritumwandlung und zum Fördern der Martensitbildung durch C-Konzentration zu nicht umgewandeltem Austenit wirksam. Ein Si-Gehalt von über 2,0% führt jedoch zur Verschlechterung der Pressformbarkeit und verschlechterte Oberflächengüte. Der Si-Gehalt ist deshalb auf 2,0% oder weniger beschränkt. Im Hinblick auf die Martensitbildung sollte Si vorzugsweise in einer Menge von 0,1% oder mehr enthaltend sein.
Mn: 3,0% oder weniger:
Mn hat eine Funktion zum Festigen des Stahls und zum Beschleunigen der Bildung eines Ferrit- + Martensit-Verbundgefüges. Mn ist ein Element, welches zum Verhindern von durch S verursachtem Warmriss wirksam ist und sollte deshalb in einer Menge, abhängig von dem S-Gehalt, enthalten sein. Diese Wirkungen sind bei einem Mn-Gehalt von 0,5% oder mehr besonders erkennbar. Andererseits führt ein Mn-Gehalt von über 3,0% zur Verschlechterung der Pressformbarkeit und der Schweißbarkeit. Der Mn-Gehalt ist deshalb auf 3,0% oder weniger, vorzugsweise auf 1,0% oder mehr beschränkt.
P: 0,10% oder weniger:
P hat eine Wirkung zum Festigen des Stahls und kann in einer Menge hinzugefügt werden, die für eine erwünschte Festigkeit notwendig ist. Ein übermäßiger P-Gehalt verursacht jedoch Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der P-Gehalt ist deshalb auf 0,10 oder weniger beschränkt. Wenn eine noch höhere Pressformbarkeit erfordert wird, sollte der P-Gehalt vorzugsweise 0,08% oder weniger sein.
S: 0,02% oder weniger:
S ist ein Element, welches als Einschlüsse in dem Stahl vorhanden ist und verursacht Verschlechterung der Dehnung, Formbarkeit und insbesondere Stretch- Bördelformbarkeit eines Stahlblechs. Es sollte deshalb so gering wie möglich sein. Ein S-Gehalt, welcher auf 0,02% oder weniger reduziert ist, verursacht keine größeren nachteiligen Effekte. Bei dieser Erfindung ist deshalb der S-Gehalt auf 0,02% oder weniger beschränkt. Wenn eine hervorragende Stretch-Bördelformbarkeit erforderlich ist, sollte der S-Gehalt vorzugsweise 0,010% oder weniger sein.
Al: 0,10% oder weniger:
Al ist ein Element, welches als ein Stahldesoxidationsmittel zugeführt wird und ist zur Verbesserung der Reinheit des Stahls nützlich. Jedoch kann ein Al-Gehalt von über 0,10 % keinen weiteren Desoxidationseffekt verleihen, aber verursacht dagegen Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der Al-Gehalt ist deshalb auf 0,10% oder weniger beschränkt und vorzugsweise 0,01% oder mehr. Die Erfindung schließt nicht einen Stahlherstellungsprozess, basierend auf eine Desoxidation durch ein Desoxidationsmittel anders als Al aus. Zum Beispiel können Ti-Desoxidation oder Si-Desoxidation benutzt werden, und Stahlbleche, welche durch solche Desoxidationsverfahren hergestellt werden sind auch in dem Schutzumfang der Erfindung enthalten.
N: 0,02% oder weniger:
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs durch Festlösungsfestigung oder Reckalterung erhöht. Ein N-Gehalt über 0,02% verursacht jedoch eine Erhöhung des Nitridanteils in dem Stahlblech, was wiederum eine erhebliche Verschlechterung der Dehnung und ferner der Pressformbarkeit verursacht. Der N-Gehalt ist deshalb auf 0,02% oder weniger beschränkt. Wenn eine weitere Verbesserung der Pressformbarkeit erforderlich ist, sollte der N-Gehalt bevorzugt 0,01% oder weniger sein.
Cu: von 0,5 bis 3,0%:
Cu ist ein Element, welches Reckalterung eines Stahlblechs erstaunlich erhöht (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformung-Wärmebehandlung) und es ist eines der wichtigsten Elemente der Erfindung. Mit einem Cu-Gehalt von unter 0,5% kann eine Erhöhung der Zugfestigkeit von über ΔTS von 80 MPa auch durch Nutzung von unterschiedlichen Vorverformungs-Wärmebehandlungsbedingungen nicht erzielt werden. Deshalb sollte Cu in der Erfindung in einer Menge von 0,5% oder mehr enthaltend sein. Mit einem Cu-Gehalt von über 3,0% ist die Wirkung andererseits gesättigt, so dass eine Wirkung entsprechend dem Gehalt nicht erwartet werden kann, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt. Verschlechterung der Pressformbarkeit resultiert dadurch und die Oberflächengüte des Stahlblechs verschlechtert sich. Der Cu-Gehalt ist deshalb auf einen Bereich von innerhalb 0,5 bis 3,0% beschränkt. Um gleichzeitig ein höheres ΔTS und eine hervorragende Pressformbarkeit zu erzielen, sollte der Cu-Gehalt vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 1,0 bis 2,5% sein.
Bei der Erfindung ist es erwünscht, zusätzlich zu der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung, enthaltend Cu, eine oder mehrere der folgenden Gruppen A bis C in Gew.-%, zu enthalten:
Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger;
Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger; und
Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger.
Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger:
Gruppe A: Ni ist eine Komponente, welche zum Verhindern von Oberflächendefekten, erzeugt auf der Stahlblechoberfläche bei Hinzufügung von Cu wirksam ist und kann wie erforderlich enthalten sein. Wenn enthaltend, sollte der Ni-Gehalt, abhängig von dem Cu-Gehalt, vorzugsweise die Hälfte des Cu-Gehalts sein. Ein Ni-Gehalt von über 2,0% kann nicht eine entsprechende Wirkung aufgrund der Sättigung der Wirkung erzeugen, was zu nachteiligen wirtschaftlichen Folgen führt und Verschlechterung der Pressformbarkeit verursacht. Der Ni-Gehalt sollte vorzugsweise auf 2,0% oder weniger beschränkt sein.
Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger:
Gruppe B: Wie bei Mn haben sowohl Cr als auch Mo eine Wirkung zum Fördern eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges und können wie erforderlich enthaltend sein. Wenn eine oder beide von Cr und Mo in einer Menge von insgesamt über 2,0% enthaltend ist/sind, entsteht eine Verschlechterung der Pressformbarkeit. Es ist deshalb wünschenswert, die gesamte Menge von einem oder beiden von Cr und Mo, welche die Gruppe B bilden, auf 2,0% oder weniger beschränken.
Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger:
Gruppe C: Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente, welche die Festigkeit durch feine Verteilung der Carbide wirksam erhöhen und können wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Wenn die gesamte Menge von einem oder mehreren von Nb, Ti und V über 0,2% ist, entsteht eine Verschlechterung der Pressformbarkeit. Die insgesamte Menge von Nb, Ti und/oder V sollte deshalb vorzugsweise auf 0,2% oder weniger beschränkt sein.
Bei der Erfindung können, statt dem vorerwähnten Cu, oder ferner statt einer oder mehreren von den vorerwähnten Gruppen A bis C, ein oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W in einer Menge von insgesamt 2,0% oder weniger, oder ferner ein oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt 2,0% oder weniger, enthalten sein.
Ein oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W in einer Menge von insgesamt 2,0%:
Mo, Cr und W sind Elemente, die eine erstaunliche Erhöhung der Reckalterung eines Stahlblechs verursachen und sind die wichtigsten Elemente der Erfindung und können ausgewählt und enthalten sein. Hinzufügen von einem oder mehreren von Mo, Cr und W und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges verursacht spannungsveranlasste feine Ausfällung von feinen Carbiden während einer Vorverformungs-Wärmebehandlung, folglich wird ermöglicht eine Zugfestigkeit, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr zu erhalten. Bei einem Gehalt von jedem dieser Elemente unterhalb 0,05% führt eine Änderung der Vorverformungs-Wärmebehandlungsbedingungen oder des Stahlblechgefüges nicht zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr. Auch wenn der Gehalt von jedem dieser Elemente über 2,0% ist, kann anderseits eine Wirkung entsprechend dem Anteil aufgrund einer Sättigung der Wirkung nicht erwartet werden, was zu wirtschaftlichen Nachteilen führt und dies führt zu einer Verschlechterung der Pressformbarkeit. Die Anteile an Mo, Cr und W sind deshalb innerhalb eines Bereichs von 0,05 bis 2,0% für Mo, von 0,05 bis 2,0% für Cr und von 0,05 bis 2,0% für W beschränkt. Im Hinblick auf die Pressformbarkeit ist der gesamte Gehalt an Mo, Cr und/oder W auf 2,0% oder weniger beschränkt.
Eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 2,0% oder weniger:
Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und können wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Das Hinzufügen von einem oder mehreren von Nb, Ti und V und das Erzielen eines Ferrit- + Martensit Verbundgefüges verursacht spannungsveranlasste feine Ausfällung von feinen Carbiden während einer Vorverformungs-Wärmebehandlung, folglich ist es möglich, eine durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr repräsentierte Zugfestigkeit zu erhalten. Ein gesamt Gehalt von einem oder mehreren von Nb, Ti und V von über 2,0%, verursacht jedoch Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der gesamt Gehalt an Nb, Ti und/oder V sollte deshalb vorzugsweise auf 2,0% oder weniger beschränkt werden.
Außer den oben erwähnten Elementen kann eines oder beide von 0,1% oder weniger an Ca und 0,1% oder weniger an REM enthalten sein. Ca und REM sind Elemente, die zur Verbesserung der Dehnung durch Formkontrolle der Einschlüsse beitragen. Wenn jedoch der Ca-Gehalt über 0,1% und der REM-Gehalt über 0,1% ist, würde eine Verringerung der Reinheit und Verringerung der Dehnung auftreten.
Im Hinblick auf die Martensit-Bildung kann eine oder beide von bis zu 0,1% an B und bis zu 0,1% an Zr enthalten sein.
Der Rest außer den vorerwähnten Bestandteilen umfasst Fe und zufällige Verunreinigungen. Zulässige zufällige Verunreinigungen enthalten 0,01% oder weniger an Sb, 0,01% oder weniger an Pb, 0,1% oder weniger an Sn, 0,01% oder weniger an Zn und 0,1% oder weniger an Co.
Das warmgewalzte Stahlblech mit der vorerwähnten chemischen Zusammensetzung und dem Gefüge hat eine niedrige Fließfestigkeit und eine hohe Dehnung, hervorragende Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft.
Ein Herstellungsverfahren des warmgewalzten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben.
Das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung wird aus einer Stahlbramme, als ein Material, mit einer chemischen Zusammensetzung innerhalb den oben beschriebenen Bereichen und durch Warmwalzen eines solchen Materials zu einer vorbestimmten Dicke hergestellt.
Die benutzte Stahlbramme sollte vorzugsweise durch das Stranggussverfahren hergestellt werden, um Makroabsonderungen der Bestandteile zu verhindern oder kann durch Blockgussverfahren oder dünnes Stranggießen hergestellt werden. Ein energieschonendes Verfahren, wie beispielsweise "Direct-Hot-Charge"-Walzen oder direktes Walzen ist ohne Weiteres einsetzbar, welche die Schritte umfassen: Herstellen einer Stahlbramme, dann einmaliges Abkühlen der Bramme auf Raumtemperatur, dann Wiedererwärmen, wie im Stand der Technik und dann Einführen derselben in einen Wiedererwärmungsofen als eine warme Bramme und Abkühlen oder sofortiges Walzen der Bramme nach kurzem Halten.
Es ist nicht notwendig, eine bestimmte Einschränkung auf die Wiedererwärmungstemperatur des Materials (Stahlbramme) aufzuerlegen, aber sie sollte vorzugsweise 900°C oder mehr sein.
Bramme-Wiedererwärmungstemperatur: 900°C oder höher
Die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur SRT sollte vorzugsweise im Hinblick darauf, durch Cu verursachte Oberflächendefekte zu vermeiden, so gering wie möglich sein, wenn die chemische Zusammensetzung Cu enthält. Bei einer Wiedererwärmungstemperatur von unter 900°C entsteht jedoch eine Erhöhung der Walzlast, folglich erhöht sich die Gefahr von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens. Unter Berücksichtigung der Erhöhung des Zunderverlusts, verursacht zusammen mit der Erhöhung des Gewichtsverlusts durch Oxidation, sollte die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise 1300°C oder weniger sein.
Im Hinblick auf die Reduzierung der Bramme-Wiedererwärmungstemperatur und Verhindern des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens ist die Nutzung von so genannten Vorblechwärmeeinheiten, welche ein Vorblech erwärmen, natürlich ein wirksames Verfahren.
Die wiedererwärmte Bramme wird dann warmgewalzt. Warmwalzen sollte vorzugsweise bei einer Endwalzendtemperatur FDT des Ar₃-Umwandlungspunktes oder mehr durchgeführt werden.
Endwalzendtemperatur: Ar₃-Umwandlungspunkt oder höher:
Durch Einsetzen einer Endwalzendtemperatur FDT gleich oder höher dem Ar₃-Umwandlungspunkt ist es möglich, ein einheitliches Gefüge für das warmgewalzte Ausgangsblech und ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge durch Abkühlen nach dem Warmwalzen zu erhalten. Hierdurch wird eine hervorragende Pressformbarkeit gesichert. Andererseits führt eine Endwalzendtemperatur von unterhalb des Ar₃-Umwandlungspunktes zu einem nicht einheitlichen Gefüge des warmgewalzten Ausgangsblechs und die verbleibende Verformungsstruktur verursacht Verschlechterung der Pressformbarkeit. Eine Endwalzendtemperatur von unterhalb des Ar₃-Umwandlungspunktes führt ferner zu einer höheren Walzlast während des Warmwalzens und einer höheren Gefahr von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens. Die FDT des Warmwalzens sollte deshalb vorzugsweise der Ar₃-Umwandlungspunkt oder höher sein.
Nach Vollendung des Endwalzens sollte Abkühlen vorzugsweise unter einer Abkühlrate von 5°C/Sekunden oder mehr auf einen Temperaturbereich von dem Ar₃-Umwandlungspunkt bis Ar₁-Umwandlungspunkt durchgeführt werden.
Durch Abkühlen des Blechs nach dem Warmwalzen, wie oben beschrieben, ist es möglich, die Ferritumwandlung durch den nachfolgenden Abkühlschritt zu beschleunigen. Mit einer Abkühlrate von unter 5°C/Sekunden wird die Ferritumwandlung bei nachfolgen dem Abkühlen nicht gefördert, was folglich zu einer Verschlechterung der Pressformbarkeit führt.
Dann ist es erwünscht, das Blech für einen Zeitraum von 1 bis 20 Sekunden innerhalb eines Temperaturbereichs von (Ar₃-Umwandlungspunkt) bis (Ar₁-Umwandlungspunkt) luftzukühlen oder langsam abzukühlen. Durch Ausführen von Luftkühlen oder langsames Abkühlen innerhalb des Temperaturbereichs von (Ar₃-Umwandlungspunkt) bis (Ar₁-Umwandlungspunkt) wird Umwandlung von Austenit zu Ferrit gefördert, und ferner wird C in nicht-umgewandeltem Austenit angesammelt, welches zu Martensit durch nachfolgendes Abkühlen umgewandelt wird, wodurch ein Ferrit + Martensit Gefüge gebildet wird. Luftkühlen oder langsames Abkühlen von unter 1 Sekunde innerhalb des Temperaturbereichs von (Ar₃-Umwandlungspunkt) bis (Ar₁-Umwandlungspunkt) führt nur zu einer geringen Umwandlungsmenge von Austenit zu Ferrit, was zu einer geringen Konzentrationsmenge an C zu nicht umgewandeltem Austenit führt und infolge dessen nur zu einer geringen Menge Martensitbildung. Eine Abkühlzeit von über 20 Sekunden verursacht andererseits Umwandlung von Austenit zu Perlit, folglich wird es unmöglich, ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge zu erhalten.
Nach Luftkühlen oder langsamem Abkühlen wird das gewalzte Blech unter einer Kühlrate von 5°C/Sekunden oder mehr wieder abgekühlt und bei einer Aufwickeltemperatur von 550°C oder weniger aufgewickelt.
Durch Abkühlen des Blechs unter einer Abkühlrate von 5°C/Sekunden oder mehr wird nicht umgewandeltes Austenit zu Martensit umgewandelt. Dies wandelt das Gefüge zu einem Ferrit + Martensit Verbundgefüge um. Wenn die Abkühlrate unter 5°C/Sekunden oder die Aufwickeltemperatur CT höher als 550°C ist, wird nicht-umgewandeltes Austenit zu Perlit oder Bainit umgewandelt und Martensit wird nicht geformt, was zu einer Verringerung der Pressformbarkeit führt. Die Abkühlrate sollte vorzugsweise 10°C/Sekunden oder mehr oder besonders bevorzugt 100°C/Sekunden oder weniger im Hinblick auf die Form des warmgewalzten Blechs sein. Die Aufwickeltemperatur CT sollte unter 500°C und vorzugsweise 350°C oder mehr im Hinblick auf die Form des warmgewalzten Blechs sein. Eine Aufwickeltemperatur von unter 350°C verursacht eine beträchtliche Störung der Stahlblechform und eine Erhöhte der Gefahr des Vorkommens von Unbequemlichkeiten während der praktischen Nutzung.
Beim Warmwalzen der vorliegenden Erfindung kann das Ganze oder nur Teile des Endwalzens Schmierwalzen sein, um die Walzlast während des Warmwalzens zu verringern. Der Gebrauch von Schmierwalzen ist im Hinblick auf das Erreichen einer einheitlichen Stahlblechform und einer einheitlichen Materialqualität wirksam. Der Reibungskoeffizient während des Schmierwalzens sollte vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,25 bis 0,10 sein. Es ist erwünscht, einen kontinuierlichen Walzprozess anzuwenden, welcher aufeinanderfolgendes verbinden von Vorblechen und kontinuierliches walzen derselben umfasst. Das Einsetzen des kontinuierlichen Walzprozesses ist auch im Hinblick auf betriebliche Stabilität des Warmwalzens wünschenswert.
Nach Abschluss des Warmwalzens kann 10%iges oder weniger Nachwalzen zur Korrektur, wie beispielsweise eine Formkorrektur oder Oberflächenrauheitskorrektur, angewandt werden.
Das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung ist nicht nur zum Bearbeiten einsetzbar, sondern auch als ein Ausgangsblech zur Oberflächenbehandlung. Einsetzbare Oberflächenbehandlungen enthalten Galvanisieren (enthaltend Legieren), Verzinnen und Emaillieren.
Nach einer Glühbehandelung oder einer Oberflächenbehandlung, wie beispielsweise Galvanisieren, kann das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung einer bestimmten Behandlung zum Verbessern der chemischen Umwandlungsbehandlungseigenschaft, Schweißbarkeit, Pressformbarkeit und Korrosionswiderstand unterworfen werden.
Das kaltgewalzte Stahlblech wird nun beschrieben.
Zuerst werden die Ergebnisse eines grundlegenden Experimentes präsentiert, welches von den gegenwärtigen Erfindern an dem kaltgewalzten Stahlblech durchgeführt wurde.
Ein Vorblech mit einer chemischen Zusammensetzung, umfassend, in Gew.-%, 0,04% an C, 0,02% an Si, 1,7% an Mn, 0,01% an P, 0,005% an S, 0,04% an Al, 0,002% an N und 0,3 oder 1,3% an Cu wurde auf 1150°C erwärmt, durchgewärmt und in drei Durchgängen zu einer Dicke von 4,0 mm gewalzt, so dass die Endwalzendtemperatur 900°C war. Nach der Vollendung des Endwalzens und Aufwickelns wurde eine Behandlung äquivalent zu einem Temperaturhalten bei 600°C × 1 Stunde durchgeführt. Danach wurde das Blech bei einer Reduktion von 70% zu einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von 1,2 mm kaltgewalzt. Dann wurde Rekristallisationsglühen an dem kaltgewalzten Blech unter unterschiedlichen Bedingungen durchgeführt.
Festigkeitseigenschaften wurden durch Ausführen eines Zugversuchs an den resultierenden kaltgewalzten Stahlblechen untersucht. Reckalterungseigenschaften dieser kaltgewalzten Stahlbleche wurden erforscht.
Festigkeitseigenschaften wurden bestimmt, indem zuerst Probestücke von diesen kaltgewalzten Stahlblechen ausgewählt wurden, Ausführen einer Vorverformungsbehand-lung mit einer Zugvorverformung von 5% an diesen Probestücken, dann Durchführen einer Wärmebehandlung von 50 bis 350°C × 20 Minuten und dann Ausführen eines Zugversuchs. Die Reckalterungseigenschaften wurden hinsichtlich der Zugfestigkeitserhöhung ΔTS von vor bis nach der Wärmebehandlung, wie in dem Abschnitt des warmgewalzten Stahlblechs beschrieben, ausgewertet.
4 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS des kaltgewalzten Stahlblechs und der Rekristallisationsglühungstemperatur. Der ΔTS-Wert wurde durch Ausführen einer Vorverformungsbehandlung mit einer 5%igen Zugvorverformung an den Probestücken, die von den resultierenden kaltgewalzten Stahlblechen ausgesucht wurden, Durchführen einer Wärmebehandlung von 250°C × 20 Minuten und Durchführen eines Zugversuchs bestimmt.
4 deutet an, dass eine hohe Reckalterungseigenschaft, die durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr repräsentiert wird, in dem Fall vorhanden ist, bei dem der Cu-Gehalt von 1,3 Gew-% ist, indem eine Rekristallisationsglühungstemperatur von 700°C oder mehr genutzt wird, um das Stahlblechgefüge zu einem Ferrit + Martensit Verbundgefüge umzuwandeln. In dem Fall eines Cu-Gehalts von 0,3 Gew.-% ist anderseits eine hohe Reckalterungseigenschaft nicht verfügbar, weil ΔTS unter 80 MPa bei jeder Rekristallisationsglühungstemperatur ist. 4 veranschaulicht die Möglichkeit, ein kaltgewalztes Stahlblech mit einer hohen Reckalterungseigenschaft durch Optimieren des Cu-Gehalts und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges herzustellen.
5 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS des kaltgewalzten Stahlblechs und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungsbehandlung. Das benutzte Stahlblech wurde für eine Haltezeit von 40 Sekunden nach dem Kaltwalzen bei 800°C glühbehandelt, welches der Zweiphasenbereich von Ferrit (α) + Austenit (γ) ist und von einer Haltetemperatur (800°C) unter einer Abkühlrate von 30°C/Sekunden auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Stahlbleche hatten ein Ferrit + Martensit (zweite Phase) Verbundmikrogefüge mit einem Martensit Teilgefügeverhältnis, repräsentiert durch ein Flächenverhältnis von 8%.
Es ist aus 5 bekannt, dass ΔTS sich gemäß der Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur erhöht und die Zunahme davon ist im Wesentlichen von dem Cu-Gehalt abhängig. Mit einem Cu-Gehalt von 1,3 Gew.-% ist eine hohe Reckalterungseigenschaft, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr, bei einer Wärmebehandlungstemperatur von 150°C oder mehr vorhanden. Für einen Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% ist ΔTS unter 80 MPa für jede Wärmebehandlungstemperatur und eine hohe Reckalterungseigenschaft kann nicht erzielt werden.
Für Stahlbleche, die kaltgewalzt einen Cu-Gehalt von 0,3 bis 1,3 Gew.-% aufweisen, wurden Materialien (Stahlbleche) unter unterschiedlichen Rekristallisationsglühungsbedingungen, mit einem Ferrit- + Martensit-Verbundgefüge oder einem einphasigen Ferritgefüge vorbereitet, bei welchen das Fließverhältnis YR (=(Fließfestigkeit YS/Zugfestigkeit TS) × 100%) von 50 bis 90% reichte. Für diese Materialien (Stahlbleche) wurde ein Loch-Ausdehnungstest durchgeführt, um das Loch-Ausdehnungsverhältnis (λ) zu bestimmen. Bei dem Loch-Ausdehnungstest wurde das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ durch Bilden eines Stanzlochs in einem Probestück durch Stanzen mit einer Stanze mit einem Durchmesser von 10 mm, Ausdehnen des Lochs bis zur Erzeugung von durch die Dicke verlaufende Risse, so dass der Grat an der Außenseite durch eine konische Stanze mit einem senkrechten Winkel von 60° erzeugt wurde, bestimmt. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde durch eine Formel berechnet: λ(%) = [{(d – d₀)/d₀} × 100, worin d₀: Ausgangslochdurchmesser, und d: innerer Lochdurchmesser beim Auftreten von Rissen ist.
Diese Ergebnisse, ausgedrückt hinsichtlich des Verhältnisses zwischen dem Loch-Ausdehnungsverhältnis λ und dem Fließverhältnis YR sind in 6 veranschaulicht, die dazu dienen die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen dem Loch-Ausdehnungsverhältnis λ und dem Fließverhältnis YR des kaltgewalzten Stahlblechs auszudrücken.
Gemäß 6 führt das Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges und einer YR von unter 70% bei einem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% zu einer Verringerung von λ und der YR. Bei einem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 1,3 Gew.-% wird ein hoher λ-Wert auch dann beibehalten, wenn ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge erzielt wurde und ein niedriges YR beibehalten wird. Andererseits können ein niedriges YR und ein hohes λ nicht gleichzeitig bei dem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% erhalten werden.
Aus 6 ist bekannt, dass ein kaltgewalztes Stahlblech, welches sowohl ein niedriges Fließverhältnis als auch ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis erfüllt, durch Nutzung eines Cu-Gehalts innerhalb eines geeigneten Bereichs und Erzielen eines Ferrit- + Martensit-Verbundgefüges hergestellt werden kann.
In dem kaltgewalzten Stahlblech der Erfindung fällt sehr feines Cu in dem Stahlblech als ein Ergebnis der Vorverformung mit einem Belastungsbetrag von mehr als 2%, welcher der Vorverformungsbetrag bei Messung der Verformungsspannungserhöhung von vor bis nach einer herkömmlichen Wärmebehandlung ist, und einer Wärmebehandlung innerhalb eines relativ niedrigen Temperaturbereichs von 150 bis 350°C aus. Gemäß einer von den gegenwärtigen Erfindern durchgeführten Studie wird angesehen, dass eine hohe Reckalterungseigenschaft, welche eine Erhöhung der Fließspannung und eine erstaunliche Erhöhung der Zugfestigkeit mit sich bringt, aus dieser Ausfällung von feinem Cu resultiert. Eine solche Ausfällung von sehr feinem Cu durch eine Wärmebehandlung in einem Niedrig-Temperaturbereich wurde bei Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt oder Niedrig-Kohlenstoff-Stahl in bis jetzt veröffentlichten Berichten noch nie beobachtet. Die Ursache der Ausfällung von sehr feinem Cu durch eine Wärmebehandlung in einem Niedrig-Temperaturbereich wurde bis jetzt noch nicht aufgeklärt. Eine denkbare Ursache ist, dass während der Glühbehandlung in dem Zweiphasenbereich von α + γ-Phase viel Cu in der γ-Phase verteilt ist und dass das verteilte Cu auch nach Abkühlen in einem sehr gesättigten Festlösungszustand (von Cu) in Martensit beibehalten wird, welches in einer sehr feinen Form als ein Ergebnis des Aufbringens einer Vorverformung von wenigstens 5% und einer Niedrig-Temperaturwärmebehandlung ausfällt.
Der genaue Mechanismus, welcher zu einem hohen Loch-Ausdehnungsverhältnis für das Stahlblech führt, zu welchem Cu hinzugefügt ist und das ein Ferrit + Martensit – Verbundgefüge aufweist, ist zum jetzigen Zeitpunkt nicht bekannt, aber es wird angesehen, dass aufgrund der Tatsache, dass Cu hinzugefügt wird, die Härtedifferenz zwischen Ferrit + Martensit reduziert wird.
Das kaltgewalzte Stahlblech der Erfindung ist ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von 440 MPa oder mehr und hervorragender Pressformbarkeit, bei welchem die Zugfestigkeit erstaunlich durch eine Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur nach dem Pressformen erhöht wird und mit hervorragender Reckalterungseigenschaft, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr.
Das Gefüge des kaltgewalzten Stahlblechs der Erfindung wird nun beschrieben.
Das kaltgewalzte Stahlblech der Erfindung hat ein Verbundgefüge, umfassend eine Ferritphase und eine zweite Phase, enthaltend eine Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr.
Zum Erzielen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einer niedrigen Fließfestigkeit YS und einer hohen Dehnung EI und hervorragender Pressformbarkeit, ist es bei der Erfindung notwendig ein Verbundgefüge zu erzielen, welches eine Ferritphase, welche die Hauptphase ist, und eine zweite Phase, enthaltend Martensit umfasst. Ferrit, die Hauptphase, sollte vorzugsweise ein Flächenverhältnis von 50% oder mehr aufweisen. Wenn Ferrit ein Flächenverhältnis von weniger als 50% aufweist, ist es schwierig, eine hohe Dehnung beizubehalten, was zu einer niedrigeren Pressformbarkeit führt. Wenn eine bessere Dehnung verlangt wird, sollte die Ferritphase vorzugsweise ein Flächenverhältnis von 80% oder mehr aufweisen. Zur Nutzung des Verbundgefüges sollte die Ferritphase vorzugsweise ein Flächenverhältnis von 98% oder weniger aufweisen.
Bei der vorliegenden Erfindung muss Martensit als eine zweite Phase bei einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr enthalten sein. Wenn das Flächenverhältnis von Martensit unter 2% ist, kann eine niedrige YS und eine hohe EI nicht gleichzeitig erfüllt werden. Die zweite Phase kann eine Einphasen-Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr oder eine Mischung einer Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr mit irgendeiner von Perlitphase, Bainitphase und Abschreck-Austenitphase sein. Dieser Aspekt wird nicht besonders eingeschränkt.
Das kaltgewalzte Stahlblech mit dem oben beschriebenen Gefüge hat eine niedrige Fließfestigkeit und eine hohe Dehnung, eine hervorragende Pressformbarkeit und hervorragende Reckalterungseigenschaft.
Die Gründe zum Einschränken der chemischen Zusammensetzung des kaltgewalzten Stahlblechs der Erfindung zu den vorerwähnten Bereichen werden nun beschrieben. Gewichtsprozent wird einfach als% bezeichnet.
C: 0,15% oder weniger:
C ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs erhöht und die Bildung eines Ferrit- und Martensit-Verbundgefüges fördert und sollte vorzugsweise in einer Menge von 0,01% oder mehr zum Bilden eines Verbundgefüges in der Erfindung enthalten sein. Ein C-Gehalt von über 0,15% verursacht andererseits teilweise eine Erhöhung des Carbidverhältnisses in dem Stahl, was zu einer Verringerung der Dehnung und folglich zu einer Verringerung der Pressformbarkeit führt. Ein noch bedeutenderes Problem ist, dass ein C-Gehalt von über 0,15% zu einer erheblichen Verringerung der Punktschweißbarkeit und Lichtbogenschweißbarkeit führt. Aus diesen Gründen ist bei der Erfindung der C-Gehalt auf 0,15% oder weniger beschränkt. Im Hinblick auf die formbarkeit sollte der C-Gehalt 0,10% oder weniger sein.
Si: 2,0% oder weniger:
Si ist ein nützliches Festigungselement, welches die Festigkeit eines Stahlblechs verbessern kann, ohne dass eine markante Verringerung der Dehnung des Stahlblechs verursacht wird. Ein Si-Gehalt von über 2,0% führt jedoch zur Verschlechterung der Pressformbarkeit und einer Verschlechterung der Oberflächengüte. Der Si-Gehalt ist deshalb auf 2,0% oder weniger beschränkt und vorzugsweise 0,1% oder mehr.
Mn: 3,0% oder weniger:
Mn hat eine Funktion zum Festigen des Stahls, Verringern der kritischen Abkühlrate zum Erhalt eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges und Beschleunigen der Bildung des Ferrit + Martensit Verbundgefüges. Der Mn-Gehalt sollte vorzugsweise der Abkühlrate nach Rekristallisationsglühen entsprechen. Mn ist ein Element, welches zum Verhindern von durch S verursachtem Warmriss wirksam ist und sollte deshalb in einer Menge, abhängig von dem S-Gehalt enthalten sein. Diese Wirkungen sind bei einem Mn-Gehalt von 0,5% oder mehr besonders auffallend. Ein Mn-Gehalt von über 3,0% führt anderseits zur Verschlechterung der Pressformbarkeit und Schweißbarkeit. Der Mn-Gehalt ist deshalb auf 3,0% oder weniger beschränkt und vorzugsweise auf 1,0% oder mehr.
P: 0,10% oder weniger:
P hat eine Wirkung zum Festigen des Stahls und kann in einer Menge hinzugefügt werden, die für eine erwünschte Festigkeit notwendig ist. Ein übermäßiger P-Gehalt verursacht jedoch Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der P-Gehalt ist deshalb auf 0,10% oder weniger beschränkt. Wenn eine noch höhere Pressformbarkeit erfordert wird, sollte der P-Gehalt vorzugsweise 0,08% oder weniger sein.
S: 0,02% oder weniger:
S ist ein Element, welches als Einschlüsse in dem Stahl vorhanden ist und verursacht Verschlechterung der Dehnung, Formbarkeit und insbesondere Stretch-Bördelformbarkeit eines Stahlblechs. Es sollte deshalb so gering wie möglich sein. Ein S-Gehalt, welcher auf bis zu 0,02% oder weniger reduziert ist, verursacht keine größeren nachteiligen Effekte. Bei dieser Erfindung ist deshalb der S-Gehalt auf 0,02% oder weniger beschränkt. Wenn eine hervorragende Stretch-Bördelformbarkeit erforderlich ist, sollte der S-Gehalt vorzugsweise 0,010% oder weniger sein.
Al: 0,10% oder weniger:
Al ist ein Element, welches als ein Stahldesoxidationsmittel hinzugefügt wird und ist zur Verbesserung der Sauberkeit des Stahls nützlich. Jedoch kann ein Al-Gehalt von über 0,10% keinen weiteren Desoxidationseffekt verleihen, aber verursacht dagegen Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der Al-Gehalt ist deshalb auf 0,10% oder weniger beschränkt. Die Erfindung schließt nicht einen Stahlherstellungsprozess, basierend auf eine Desoxidation durch ein Desoxidationsmittel anders als Al aus. Zum Beispiel können Ti-Desoxidation oder Si-Desoxidation benutzt werden, und Stahlbleche, welche durch solche Desoxidationsverfahren hergestellt werden, sind auch in dem Schutzumfang der Erfindung enthalten. In diesem Fall führt eine Hinzufügung von Ca oder REM zu dem geschmolzenen Stahl nicht zur Verschlechterung der Merkmale des Stahlblechs der Erfindung als. Es erübrigt sich zu erwähnen, dass die Stahlbleche, enthaltend Ca oder REM auch innerhalb des Schutzbereichs der Erfindung liegen.
N: 0,02% oder weniger:
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs durch Festlösungsfestigung oder Reckalterung erhöht. Ein N-Gehalt über 0,02% verursacht jedoch eine Erhöhung des Nitridanteils in dem Stahlblech, was wiederum eine erhebliche Verschlechterung der Dehnung und ferner der Pressformbarkeit verursacht. Der N-Gehalt ist deshalb auf 0,02% oder weniger beschränkt. Wenn eine weitere Verbesserung der Pressformbarkeit erforderlich ist, sollte der N-Gehalt bevorzugt 0,01% oder weniger sein.
Cu: von 0,5 bis 3,0%:
Cu ist ein Element, welches Reckalterung eines Stahlblechs erstaunlich erhöht (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformung-Wärmebehandlung) und es ist eines der wichtigsten Elemente der Erfindung. Mit einem Cu-Gehalt von unter 0,5% kann eine Erhöhung der Zugfestigkeit von über ΔTS von 80 MPa auch durch Nutzung von unterschiedlichen Vorverformungs-Wärmebehandlungsbedingungen nicht erzielt werden. Deshalb sollte Cu in der Erfindung in einer Menge von 0,5% oder mehr enthaltend sein. Mit einem Cu-Gehalt von über 3,0% ist die Wirkung andererseits gesättigt, so dass eine Wirkung entsprechend dem Gehalt nicht erwartet werden kann, was zu ungünstigen wirt schaftlichen Folgen führt. Verschlechterung der Pressformbarkeit resultiert dadurch und die Oberflächengüte des Stahlblechs verschlechtert sich. Der Cu-Gehalt ist deshalb auf einen Bereich von innerhalb 0,5 bis 3,0% beschränkt. Um gleichzeitig ein höheres ΔTS und eine hervorragende Pressformbarkeit zu erzielen, sollte der Cu-Gehalt vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 1,0 bis 2,5% sein.
Bei der Erfindung ist es erwünscht, zusätzlich zu der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung, enthaltend Cu, eine oder mehrere der folgenden Gruppen A bis C in Gew.-%, zu enthalten:
Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger;
Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger; und
Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger.
Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger:
Gruppe A: Ni ist eine Komponente, welche zum Verhindern von Oberflächendefekten, erzeugt auf der Stahlblechoberfläche bei Hinzufügung von Cu wirksam ist und kann wie erforderlich enthalten sein. Wenn enthaltend, sollte der Ni-Gehalt, abhängig von dem Cu-Gehalt, vorzugsweise die Hälfte des Cu-Gehalts sein. Ein Ni-Gehalt von über 2,0% kann nicht eine entsprechende Wirkung aufgrund der Sättigung der Wirkung erzeugen, was zu nachteiligen wirtschaftlichen Folgen führt und Verschlechterung der Pressformbarkeit verursacht. Der Ni-Gehalt sollte vorzugsweise auf 2,0% oder weniger beschränkt sein.
Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger:
Gruppe B: Wie bei Mn haben sowohl Cr als auch Mo eine Wirkung zum Fördern eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges und können wie erforderlich enthaltend sein. Wenn eine oder beide von Cr und Mo in einer Menge von insgesamt über 2,0% enthaltend ist/sind, entsteht eine Verschlechterung der Pressformbarkeit. Es ist deshalb wünschens wert, die gesamte Menge von einem oder beiden von Cr und Mo, welche die Gruppe B bilden, auf 2,0% oder weniger beschränken.
Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger:
Gruppe C: Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente, welche die Festigkeit durch feine Verteilung der Carbide wirksam erhöhen und können wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Wenn die gesamte Menge von einem oder mehreren von Nb, Ti und V über 0,2% ist, entsteht eine Verschlechterung der Pressformbarkeit. Die gesamt Menge von Nb, Ti und/oder V sollte deshalb vorzugsweise auf 0,2% oder weniger beschränkt sein.
Bei der Erfindung können, statt dem vorerwähnten Cu, eine oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W in einer Menge von insgesamt 2,0% oder weniger, oder ferner ein oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt 2,0% oder weniger, enthalten sein.
Ein oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W in einer Menge von insgesamt 2,0% oder weniger:
Mo, Cr und W sind Elemente, die eine erstaunliche Erhöhung der Reckalterung eines Stahlblechs verursachen und sind die wichtigsten Elemente der Erfindung und können ausgewählt und enthalten sein. Hinzufügen von einem oder mehreren von Mo, Cr und W und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges verursacht Spannungsveranlasste feine Ausfällung von feinen Carbiden während einer Vorverformungs-Wärmebehand-lung, folglich wird ermöglicht eine Zugfestigkeit, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr zu erhalten. Bei einem Gehalt von jedem dieser Elemente unterhalb 0,05% führt eine Änderung der Vorverformungs-Wärmebehandlungsbedingungen oder des Stahlblechgefüges nicht zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr. Auch wenn der Gehalt von jedem dieser Elemente über 2,0 % ist, kann anderseits eine Wirkung entsprechend dem Anteil aufgrund einer Sättigung der Wirkung nicht erwartet werden, was zu wirtschaftlichen Nachteilen führt und dies führt zu einer Verschlechterung der Pressformbarkeit. Die Anteile an Mo, Cr und W sind deshalb innerhalb eines Bereichs von 0,05 bis 2,0% für Mo, von 0,05 bis 2,0% für Cr und von 0,05 bis 2,0% für W beschränkt. Im Hinblick auf die Pressformbarkeit ist der gesamt Gehalt an Mo, Cr und/oder W auf 2,0% oder weniger beschränkt.
Eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 2,0% oder weniger:
Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und können, wenn ein oder mehrere von Mo, Cr und W enthaltend sind, wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Das Hinzufügen von einem oder mehreren von Nb, Ti und V und das Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges verursacht Spannungsveranlasste feine Ausfällung von feinen Carbiden während einer Vorverformungs-Wärmebehandlung, folglich ist es möglich, eine durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr repräsentierte Zugfestigkeit zu erhalten. Ein gesamt Gehalt von einem oder mehreren von Nb, Ti und V von über 2,0%, verursacht jedoch Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der gesamt Gehalt an Nb, Ti und/oder V sollte deshalb vorzugsweise auf 2,0% oder weniger beschränkt werden.
Außer den oben erwähnten Elementen kann eines oder beide von 0,1% oder weniger an Ca und 0,1% oder weniger an REM enthalten sein. Ca und REM sind Elemente, die zur Verbesserung der Dehnung durch Formkontrolle der Einschlüsse beitragen. Wenn jedoch der Ca-Gehalt über 0,1% und der REM-Gehalt über 0,1% ist, würde eine Verringerung der Reinheit und Verringerung der Dehnung auftreten.
Im Hinblick auf die Martensit-Bildung kann eine oder beide von 0,1% oder weniger an B und 0,1% oder weniger an Zr enthalten sein.
Der Rest außer den vorerwähnten Bestandteilen umfasst Fe und zufällige Verunreinigungen. Zulässige zufällige Verunreinigungen enthalten 0,01% oder weniger an Sb, 0,01% oder weniger an Pb, 0,1% oder weniger an Sn, 0,01% oder weniger an Zn und 0,1% oder weniger an Co.
Das Herstellungsverfahren des kaltgewalzten Stahlblechs der Erfindung wird nun beschrieben.
Das kaltgewalzte Stahlblech der Erfindung wird hergestellt durch Nutzung, als ein Material, einer Stahlbramme mit der chemischen Zusammensetzung innerhalb den vorerwähnten Bereichen und in Reihenfolge Ausführen eines Warmwalzschritts zum Warmwalzen der Stahlbramme zu einem warmgewalzten Stahlblech, eines Kaltwalzschritts zum Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs zu einem kaltgewalzten Stahlblech und eines Rekristallisationsglühungsschritts zum Aufbringen von Rektistallisationsglühen auf das kaltgewalzte Stahlblech zu einem kaltgewalzten glühbehandelten Stahlblech.
Während die benutzte Stahlbramme vorzugsweise durch einen Stranggießprozess hergestellt werden sollte, um Makroabsonderungen der Elemente zu verhindern, kann sie auch durch Blockgussverfahren oder durch das Stranggussverfahren zum Erzeugen von dünnen Brammen hergestellt werden. Ein energieschonendes Verfahren, wie beispielsweise "Direct-Hot-Charge-Walzen" oder Direktwalzen kann ohne Weiteres eingesetzt werden, welches die Schritte umfasst: Herstellen einer Stahlbramme, dann einmaliges Abkühlen der Bramme auf Raumtemperatur, danach Wiedererwärmen der Bramme wie in dem Stand der Technik und Einführen dergleichen in einen Wiedererwärmungsofen als eine warme Bramme ohne Abkühlen, oder sofortiges Walzen der Bramme nach geringem Halten.
Das vorerwähnte Material (Stahlbramme) wird wiedererwärmt und dem Warmwalzschritt zum Ausführen von Warmwalzen unterworfen, um ein warmgewalztes Stahlblech herzustellen. Herkömmliche bekannte Bedingungen für den Warmwalzschritt stellen kein Problem dar, sofern diese Bedingungen das Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs mit einer erwünschten Dicke erlauben. Bevorzugte Warmwalzbedingungen sind wie folgend:
Bramme-Wiedererwärmungstemperatur: 900°C oder mehr:
Die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur SRT sollte im Hinblick darauf, durch Cu verursachte Oberflächendefekte zu vermeiden, wenn die chemische Zusammensetzung Cu enthält, vorzugsweise so gering wie möglich sein. Bei einer Wiedererwärmungstemperatur von unter 900°C entsteht jedoch eine Erhöhung der Walzlast, folglich erhöht sich die Gefahr von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens. Unter Berücksichtigung der Erhöhung des Zunderverlusts, verursacht zusammen mit der Erhöhung des Gewichtsverlusts der Oxidation, sollte die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise 1300°C oder weniger sein.
Im Hinblick auf die Reduzierung der Bramme-Wiedererwärmungstemperatur und Verhindern des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens, ist die Nutzung von so genannten Vorblechwärmeeinheiten, welche ein Vorblech erwärmen, natürlich ein wirksames Verfahren.
Endwalzendtemperatur: 700°C oder mehr:
Durch Nutzung einer Endwalzendtemperatur FDT von 700°C oder mehr, ist es möglich, ein einheitliches warmgewalztes Ausgangsblechgefüge zu erhalten, welches eine hervorragende Pressformbarkeit nach dem Kaltwalzen und dem Rekristallisationsglühen bereitstellen kann. Eine Endwalzendtemperatur von unter 700°C führt andererseits zu einem nicht einheitlichen warmgewalzten Ausgangsblechgefüge und einer höheren Walzlast während des Warmwalzens, was zu einer erhöhten Gefahr des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens führt. Aus diesen Gründen sollte die FDT bei dem Warmwalzschritt vorzugsweise 700°C oder mehr sein.
Aufwickeltemperatur: 800°C oder niedriger:
Die Aufwickeltemperatur CT sollte vorzugsweise 800°C oder weniger und besonders bevorzugt 200°C oder mehr sein. Eine Aufwickeltemperatur von über 800°C neigt dazu, eine Verschlechterung der Fördermenge in Folge einer Erhöhung von Zunder, verursachend einen Zunderabfall, zu verursachen. Mit einer Aufwickeltemperatur von unter 200°C ist die Stahlblechform in einer beträchtlichen Unordnung. Es besteht eine erhöhte Gefahr des Auftretens von Problemen bei der praktischen Nutzung.
Bei dem oben beschriebenen Warmwalzschritt der Erfindung, ist erwünscht, die Bramme auf eine Temperatur von 900°C oder mehr wiederzuerwärmen, die wiedererwärmte Bramme bei einer Endwalzendtemperatur von 700°C oder mehr warmzuwalzen und das warmgewalzte Stahlblech bei einer Aufwickeltemperatur von 800°C oder weniger und vorzugsweise 200°C oder mehr aufzuwickeln.
Beim Warmwalzen der vorliegenden Erfindung kann ein Teil oder das gesamte Endwalzen ein Schmierwalzen sein, um die Walzlast während des Warmwalzens zu verringern. Der Einsatz von Schmierwalzen ist zum Erzielen einer einheitlichen Stahlblechform und einer einheitlichen Materialqualität wirksam. Der Reibungskoeffizient während des Schmierwalzens sollte vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,25 bis 0,10 sein. Es ist erwünscht, einen kontinuierlichen Walzprozess einzusetzen, welcher Verbinden der Vorbleche in Reihenfolge und kontinuierliches Walzen derselben umfasst. Der Einsatz des kontinuierlichen Walzprozesses ist auch im Hinblick auf Betriebsstabilität des Warmwalzens erwünscht.
Danach wird der Kaltwalzschritt an dem warmgewalzten Stahlblech durchgeführt. Bei dem Kaltwalzschritt wird das warmgewalzte Stahlblech zu einem kaltgewalzten Stahlblech kaltgewalzt. Die Kaltwalzbedingungen genügen, um ein kaltgewalztes Stahlblech mit einer erwünschten Dimension zu erzeugen und es sind keine besonderen Einschränkungen auferlegt. Die Kaltwalzverringerung sollte vorzugsweise 40% oder mehr sein. Mit einer Reduktion von unter 40% wird es schwierig, eine einheitliche Rekristallisation während des Rekristallisationsglühens, welches folgt, durchzuführen.
Danach wird das kaltgewalzte Stahlblech einem Rekristallisationsglühungsschritt unterworfen, um das Blech zu einem kaltgewalzten glühbehandelten Stahlblech umzuformen. Das Rekristallisationsglühen sollte vorzugsweise in einer durchgehenden Glühstraße oder in einer kontinuierlichen Schmelz-Galvanisierungsstrasse durchgeführt werden. Die Glühbehandlungstemperatur zum Rekristallisationsglühen sollte vorzugsweise innerhalb eines (α + γ) Zweiphasenbereichs in einem Temperaturbereich von Ac₁-Umwandlungspunkt bis Ac₃-Umwandlungspunkt sein. Eine Glühbehandlungstemperatur von unter dem Ac₁-Umwandlungspunkt führt zu einer einphasigen Ferritphase. Eine hohe Temperatur oberhalb des Ac₃-Umwandlungspunktes führt zu einer Vergröberung der Kristallkörner, einer Einphasen-Austenitphase und einer ernsthaften Verschlechterung der Pressformbarkeit. Durch Glühbehandeln des Blechs in dem (α + γ)-Zweiphasenbereich ist es möglich, ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge und ein hohes ΔTS zu erhalten.
Die Abkühlrate zum Abkühlen des Blechs während des Rekristallisationsglühens sollte vorzugsweise 1 °C/Sekunden oder mehr im Hinblick auf das Formen von Martensit sein.
Nach Abschluss des Warmwalzens kann ein Nachwalzen von 10% oder weniger zur Korrektur, wie beispielsweise Formkorrektur oder Oberflächenrauheitskorrektur, eingesetzt werden.
Das kaltgewalzte Stahlblech der Erfindung ist nicht nur für Bearbeitung anwendbar, sondern auch als ein Ausgangsblech für eine Oberflächenbehandlung. Einsetzbare Oberflächenbehandlungen, enthalten Galvanisieren (enthaltend Legieren), Verzinnen und Emaillierung.
Nach der Glühbehandlung oder Oberflächenbehandlung, wie beispielsweise Galvanisieren, kann das kaltgewalzte Stahlblech der Erfindung einer bestimmten Oberflächenbehandlung unterworfen werden, um die chemische Umwandlungsbehandlungseigenschaft, die Schweißbarkeit, die Pressformbarkeit und den Korrosionswiderstand zu verbessern.
Das schmelz-galvanisierte (hot-dip galvanized) Stahlblech wird nun beschrieben.
Zuerst wird das Ergebnis eines grundlegenden Experimentes präsentiert, welches von den gegenwärtigen Erfindern an dem schmelz-galvanisierten Stahlblech durchgeführt wurde.
Ein Vorblech mit einer chemischen Zusammensetzung umfassend, in Gew.-%, 0,04% an C, 0,02% an Si, 1,7% an Mn, 0,01% an P, 0,004% an S, 0,04% an Al, 0,002% an N und 0,3 oder 1,3% an Cu wurde auf 1150°C erwärmt, durchgewärmt und für drei Durchgänge zu einer Dicke von 4,0 mm gewalzt, so dass die Endwalzendtemperatur 900°C war. Nach Abschluss des Endwalzens und nach dem Aufwickeln wurde eine Behandlung äquivalent mit einem Temperaturhalten von 600°C × 1 Stunde durchgeführt. Danach wurde das Blech bei einer Reduktion von 70% zu einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von 1,2 mm kaltgewalzt.
Diese kaltgewalzten Stahlbleche wurden einer Rekristallisationsglühungsbehandlung unter unterschiedlichen Bedingungen unterworfen, dann schnell auf einen Temperaturbereich von 450 bis 500° abgekühlt und in ein Feuerverzinkungsbad (0,13 Gew.-% Al-Zn-Bad) eingetaucht, wodurch eine Feuerverzinktenschicht auf der Oberfläche geformt wurde. Dann wurde das galvanisierte Stahlblech auf einen Temperaturbereich von 450 bis 550°C wiedererwärmt, um eine Legierungsbehandlung auf die Feuerverzinkteschicht bzw. schmelz-galvanisierte Schicht (Fe-Gehalt in der galvanisierten Schicht: ungefähr 10%) aufzubringen.
Für das resultierende schmelz-galvanisierte Stahlblech wurden durch einen Zugversuch Festigkeitseigenschaften untersucht. Eine Untersuchung wurde für die Reckalterungseigenschaften dieser galvanisierten Stahlbleche durchgeführt.
Die Festigkeitseigenschaften wurden bestimmt durch: zuerst Sammeln der Probestücke aus diesen schmelz-galvanisierten Stahlblechen, Durchführen einer Vorverformungsbehandlung an diesen Probestücken mit einer Zugvorverformung von 5%, dann Durchführen einer Wärmebehandlung von 50 bis 350°C × 20 Minuten und dann Durchführen eines Zugversuchs. Die Reckalterungseigenschaften wurden hinsichtlich der Zugfestigkeitszunahme ΔTS von vor bis nach der Wärmebehandlung, wie in dem Abschnitt des Warmwalzens beschrieben, ausgewertet.
7 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS des schmelz-galvanisierten Stahlblechs und der Rekristallisationsglühungstemperatur. Der Wert von ΔTS wurde durch Anlegen einer Vorverformungsbehandlung mit einer Zugvorverformung von 5% an den Probestücken, die von den resultierenden schmelzgalvanisierten Stahlblechen gesammelt wurden, Ausführen einer Wärmebehandlung von 250°C × 20 Minuten und Durchführen eines Zugversuchs bestimmt.
Aus 7 geht hervor, dass eine hohe Reckalterungseigenschaft, repräsentiert durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, in dem Fall eines Cu-Gehalts von 1,3 Gew.-% durch Nutzung einer Rekristallisationsglühungstemperatur von 700°C oder mehr vorhanden ist, um das Stahlgefüge zu einem Ferrit + Martensit Verbundgefüge umzuwandeln. Andererseits ist in dem Fall eines Cu-Gehalts von 0,3 Gew.-% eine hohe Reckalterungseigenschaft nicht verfügbar, weil ΔTS unter 80 MPa für jede Rekristallisationsglühungstemperatur ist. 7 vermittelt die Möglichkeit, ein schmelz-galvanisiertes Stahlblech mit einer hohen Reckalterungseigenschaft durch Optimieren des Cu-Gehalts und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges herzustellen.
8 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen ΔTS des schmelz-galvanisierten Stahlblechs und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungsbehandlung. Der ΔTS-Wert wurde an schmelz-galvanisierten Stahlblechen bestimmt, die durch Durchführen einer Glühbehandlung bei 800°C für eine halte Zeit von 40 Sekunden in dem Ferrit + Austenit Zweiphasenbereich als Rekristallisationsglühungsbedingung an einem kaltgewalzten Stahlblech, bei unterschiedlichen Wärmebehandlungstemperaturen nach Vorverformungsbehandlung hergestellt wurden. Das Mikrogefüge nach der Glühbehandlung war eine Ferrit + Martensit Verbundgefüge mit einem Martensit-Flächenverhältnis von 7%.
Es ist aus 8 bekannt, dass ΔTS in Einklang mit der Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur sich erhöht und die Zunahme davon ist im Wesentlichen von dem Cu-Gehalt abhängig. Mit einem Cu-Gehalt von 1,3 Gew.-% ist eine hohe Reckalterungseigenschaft, repräsentiert durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr, bei einer Wärmebehandlungstemperatur von 150°C oder mehr vorhanden. Bei einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% ist ΔTS für jede Wärmebehandlungstemperatur unter 80 MPa und eine hohe Reckalterungseigenschaft kann nicht erhalten werden.
Für Kaltgewalzte Stahlbleche mit einem Cu-Gehalt von 0,3 oder 1,3 Gew.-% wurde Rekristallisationsglühen unter unterschiedlichen Rekristallisationsglühungsbedingungen nach dem Kaltwalzen durchgeführt. Die Bleche wurden dann schnell auf einen Temperaturbereich von 450 bis 500°C abgekühlt, dann in einem Schmelz-Galvanisierungsbad (0,13 Gew.-% Al-Zn-Bad) eingetaucht, um eine schmelz-galvanisierte Schicht auf der Oberfläche davon auszubilden und das Gefüge wurde von Ferrit + Martensit zu einer Einphasenferritphase umgewandelt. Dann wurde das Blech auf einen Temperaturbereich von 450 bis 550°C wiedererwärmt, um eine Legierungsbehandlung (Fe-Gehalt in der Galvanisierten Schicht: ungefähr 10%) an der schmelz-galvanisierten Schicht auszuführen. Materialien (Stahlblech), welche das Fließverhältnis YR (=(Fließfestigkeit YS/Zugfestigkeit TS) × 100%) innerhalb eines Bereichs von 50 bis 90% einschränken, wurden erhalten.
Für diese Materialien (Stahlbleche) wurde ein Loch-Ausdehnungstest durchgeführt, um das Loch-Ausdehnungsverhältnis (λ) zu bestimmen. Bei dem Loch-Ausdehnungstest wurde das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ durch Bilden eines Stanzlochs in einem Pro bestück durch Stanzen mit einer Stanze mit einem Durchmesser von 10 mm, Ausdehnen des Lochs bis zur Erzeugung von durch die Dicke verlaufende Risse, so dass der Grat an der Außenseite durch eine konische Stanze mit einem senkrechten Winkel von 60° erzeugt wurde, bestimmt. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde durch eine Formel berechnet: λ(%) = {(d – d₀)/d₀} × 100, worin d₀: Ausgangslochdurchmesser, und d: innerer Lochdurchmesser beim Auftreten von Rissen ist.
Diese Ergebnisse der schmelz-galvanisierten Stahlbleche, ausgedrückt hinsichtlich des Verhältnisses zwischen dem Loch-Ausdehnungsverhältnis λ und dem Fließverhältnis YR, um die Wirkung des Cu-Gehalts auf das Verhältnis zwischen dem Loch-Ausdehnungsverhältnis und YR des kaltgewalzten Stahlblechs auszudrücken, sind in 9 veranschaulicht.
Gemäß 9 führt bei einem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-%, das Erzielen eines Ferrit- + Martensit Verbundgefüges und eines YR von unter 70% zu einer Verschlechterung des λ zusammen mit einer Verringerung des YR. Bei einem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 1,3 Gew.-% wird ein hoher λ-Wert beibehalten, auch wenn ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge erzielt wird und ein niedriges YR beibehalten wird. Andererseits können ein niedriges YR und ein hohes λ nicht gleichzeitig bei dem Stahlblech mit einem Cu-Gehalt von 0,3 Gew.-% erzielt werden.
Aus 9 geht hervor, dass ein schmelz-galvanisiertes Stahlblech, welches sowohl ein niedriges Fließverhältnis als auch ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis erfüllt, durch Nutzung eines Cu-Gehalts innerhalb eines geeigneten Bereichs und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges hergestellt werden kann.
In dem kaltgewalzten Stahlblech der Erfindung fällt sehr feines Cu in dem Stahlblech als ein Ergebnis der Vorverformung mit einer Verformungsmenge von mehr als 2% aus, welche die Vorverformungsmenge bei Messung der Verformungs-Spannungserhöhung von vor bis nach einer herkömmlichen Wärmebehandlung und einer Wärmebehandlung innerhalb eines relative niedrigen Temperaturbereichs von 150 bis 350°C ist. Gemäß einer von den gegenwärtigen Erfindern durchgeführten Studie wird angesehen, dass eine hohe Reckalterungseigenschaft, welche eine Erhöhung der Fließspannung und eine erstaunliche Erhöhung der Zugfestigkeit mit sich bringt, aus dieser Ausfällung von feinem Cu resultiert. Eine solche Ausfällung von sehr feinem Cu durch eine Wärmebehandlung in einem Niedrig-Temperaturbereich wurde bei einem Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt oder Niedrig-Kohlenstoff-Stahl in bis jetzt veröffentlichten Berichten noch nie beobachtet. Die Ursache der Ausfällung von sehr feinem Cu durch eine Wärmebehandlung in einem Niedrig-Temperaturbereich wurde bis jetzt noch nicht aufgeklärt. Eine denkbare Ursache ist, dass während der Glühbehandlung in dem Zweiphasenbereich von α + γ, viel Cu in der γ-Phase verteilt ist und dass das verteilte Cu auch nach Abkühlen in einem sehr gesättigten Festlösungszustand (von Cu) in Martensit beibehalten wird, welches in einer sehr feinen Form als ein Ergebnis des Aufbringens einer Vorverformung (prestrain) von wenigstens 5% und einer Niedrig-Temperaturwärmebehandlung ausfällt.
Der genaue Mechanismus, welcher zu einem hohen Loch-Ausdehnungsverhältnis für das Stahlblech führt, enthaltend Cu und mit einem Ferrit + Martensit Verbundgefüge, ist zum jetzigen Zeitpunkt nicht bekannt, aber es wird angesehen, dass es aufgrund der Tatsache ist, dass die Hinzufügung von Cu die Härtedifferenz zwischen Ferrit + Martensit reduziert.
Auf Basis der oben beschriebenen neuen Entdeckungen haben die gegenwärtigen Erfinder weitere Untersuchungen durchgeführt und entdeckt, dass das vorerwähnte Phänomen auch in einem schmelz-galvanisierten Stahlblech, welches keine Cu enthält, stattfinden kann. Gemäß diesen Entdeckungen verursacht, Auferlegen einer Vorverformung und Durchführen einer Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur, spannungsbedingte Ausfällung von sehr feinen Carbiden in dem Martensit durch Hinzufügen von einem oder mehreren von Mo, Cr und W statt Cu und Umwandeln des Gefüges zu einem Ferrit + Martensit Verbundgefüge. Spannungsbedingte feine Ausfällung beim Erwärmen bei einer niedrigen Temperatur wird durch weiteres Hinzufügen von einem oder mehreren von Nb, V und Ti zusätzlich zu einem oder mehreren von Mo, Cr und W noch sichtbarer.
Das schmelz-galvanisierte Stahlblech der Erfindung hat eine schmelz-galvanisierte Schicht oder eine legierte schmelz-galvanisierte Schicht, die auf der Oberfläche davon ausgebildet ist und ist ein hochfestes schmelz-galvanisiertes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit TS von 440 MPa oder mehr und ist in seiner Pressformbarkeit hervorragend.
Die Zugfestigkeit davon erhöht sich erstaunlich durch eine Wärmebehandlung, die bei einer relativ niedrigen Temperatur nach dem Pressformen durchgeführt wird, um eine hervorragende Reckalterungseigenschaft, repräsentiert durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, aufzuweisen. Das Stahlblech kann ein warmgewalztes Stahlblech oder ein kaltgewalztes Stahlblech sein.
Das Gefüge des schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung wird nun beschrieben.
Das schmelz-galvanisierte Stahlblech der Erfindung hat ein Verbundgefüge und umfasst eine Ferritphase und eine zweite Phase, enthaltend eine Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr relativ zum gesamten Gefüge.
Um ein schmelz-galvanisiertes Stahlblech mit einer niedrigen Fließfestigkeit YS und einer hohen Dehnung EI und mit hervorragender Pressformbarkeit zu erhalten, ist es bei der Erfindung notwendig, das Gefüge des schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung zu einem Verbundgefüge umzuwandeln, welches eine Ferritphase, welche die Hauptphase ist, und eine zweite Phase, enthaltend Martensit umfasst. Ferrit, welches als eine Hauptphase dient, sollte vorzugsweise ein Flächenverhältnis von 50% oder mehr aufweisen. Mit Ferrit von unterhalb 50% ist es schwierig, eine hohe Dehnung beizubehalten, was zu einer niedrigeren Pressformbarkeit führt. Wenn eine zufriedenstellende Dehnung erfordert wird, sollte das Flächenverhältnis der Ferritphase vorzugsweise 80% oder mehr sein. Um die Vorteile des Verbundgefüges voll auszunutzen, sollte die Ferritphase vorzugsweise 98% oder weniger sein.
Bei den schmelz-galvanisierten Stahlblechen der Erfindung muss der Stahl Martensit als die zweite Phase in einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr enthalten. Ein Flächenverhältnis von Martensit unterhalb 2% kann nicht gleichzeitig ein niedriges YS und eine hohe EI erfüllen. Die zweite Phase kann eine Einphasen-Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr, oder eine Mischung einer Martensitphase mit einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr und einer Subphase, umfassend eine Perlitphase, eine Bainitphase oder eine Abschreck-Austenitphase sein.
Das schmelz-galvanisierte Stahlblech mit dem oben erwähnten Gefüge wird somit ein Stahlblech mit hervorragender Pressformbarkeit, mit einer niedrigen Fließfestigkeit und einer hohen Dehnung und hervorragend in seiner Reckalterungseigenschaft.
Die Gründe zum Einschränken der chemischen Zusammensetzung des schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung werden nun beschrieben. Gewichtsprozent, Gew.-%, wird nachfolgend lediglich als% bezeichnet.
C: 0,15% oder weniger:
C ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs erhöht und die Bildung eines Ferrit und Martensit Verbundgefüges fördert und sollte vorzugsweise in einer Menge von 0,01% oder mehr zum Bilden eines Ferrit und Martensit Verbundgefüges in der Erfindung enthalten sein. Ein C-Gehalt von über 0,15% verursacht andererseits teilweise eine Erhöhung des Carbidverhältnisses in dem Stahl, was zu einer Verringerung der Dehnung und folglich zu einer Verringerung der Pressformbarkeit führt. Ein noch bedeutenderes Problem ist, dass ein C-Gehalt von über 0,15% zu einer erheblichen Verringerung der Punktschweißbarkeit und Lichtbogenschweißbarkeit führt. Aus diesen Gründen ist bei der Erfindung der C-Gehalt auf 0,15% oder weniger beschränkt. Im Hinblick auf die Formbarkeit sollte der C-Gehalt 0,10% oder weniger sein.
Si: 2,0% oder weniger:
Si ist ein nützliches Festigungselement, welches die Festigkeit eines Stahlblechs verbessern kann, ohne dass eine markante Verringerung der Dehnung des Stahlblechs verursacht wird. Ein Si-Gehalt von über 2,0% führt jedoch zur Verschlechterung der Pressformbarkeit und einer Verschlechterung der Galvanisierungsfähigkeit. Der Si-Gehalt ist deshalb auf 2,0% oder weniger und vorzugsweise auf 0,1% oder mehr beschränkt.
Mn: 3,0% oder weniger:
Mn hat eine Funktion zum Festigen des Stahls, Verringern der kritischen Abkühlrate, Erhalt eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges und Beschleunigen der Bildung des Fer rit + Martensit Verbundgefüges. Mn ist ein Element, welches zum Verhindern von durch S verursachten Warmriss wirksam ist und sollte deshalb in einer Menge abhängig von dem S-Gehalt enthalten sein. Diese Wirkungen sind bei einem Mn-Gehalt von 0,5% oder mehr besonders auffallend. Ein Mn-Gehalt von über 3,0% führt anderseits zur Verschlechterung der Pressformbarkeit und Schweißbarkeit. Der Mn-Gehalt ist deshalb auf 3,0% oder weniger und vorzugsweise auf 1,0% oder mehr beschränkt.
P: 0,10% oder weniger:
P hat eine Wirkung zum Festigen des Stahls und kann in einer Menge hinzugefügt werden, die für eine erwünschte Festigkeit notwendig ist. Ein übermäßiger P-Gehalt verursacht jedoch Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der P-Gehalt ist deshalb auf 0,10 % oder weniger beschränkt. Wenn eine noch höhere Pressformbarkeit erfordert wird, sollte der P-Gehalt vorzugsweise 0,08% oder weniger sein.
S: 0,02% oder weniger:
S ist ein Element, welches als Einschlüsse in dem Stahl vorhanden ist und verursacht Verschlechterung der Dehnung, der Formbarkeit und insbesondere der Stretch-Bördelformbarkeit eines Stahlblechs. Er sollte deshalb so gering wie möglich sein. Ein S-Gehalt, welcher auf 0,02% oder weniger reduziert ist, verursacht keine größeren nachteiligen Effekte. Bei dieser Erfindung ist deshalb der S-Gehalt auf 0,02% oder weniger beschränkt. Wenn eine hervorragende Stretch-Bördelformbarkeit erforderlich ist, sollte der S-Gehalt vorzugsweise 0,010% oder weniger sein.
Al: 0,10% oder weniger:
Al ist ein Element, welches als ein Stahldesoxidationsmittel zugeführt wird und ist zur Verbesserung der Sauberkeit des Stahls nützlich. Jedoch kann ein Al-Gehalt von über 0,10% keinen weiteren Desoxidationseffekt verleihen, aber verursacht dagegen Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der Al-Gehalt ist deshalb auf 0,10% oder weniger beschränkt. Die Erfindung schließt nicht einen Stahlherstellungsprozess aus, der auf eine Desoxidation durch ein Desoxidationsmittel anders als Al basiert. Zum Beispiel können Ti-Desoxidation oder Si-Desoxidation benutzt werden, und Stahlbleche, welche solche Desoxidationsverfahren hergestellt werden, sind auch in dem Schutzumfang der Erfindung enthalten.
N: 0,02% oder weniger:
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs durch Festlösungsfestigung oder Reckalterung erhöht. Ein N-Gehalt über 0,02% verursacht jedoch eine Erhöhung des Nitridanteils in dem Stahlblech, was wiederum eine erhebliche Verschlechterung der Dehnung und ferner der Pressformbarkeit verursacht. Der N-Gehalt ist deshalb auf 0,02% oder weniger beschränkt. Wenn eine weitere Verbesserungen der Pressformbarkeit erforderlich ist, sollte der N-Gehalt bevorzugt 0,01% oder weniger und vorzugsweise 0,0005%.oder mehr sein.
Cu: von 0,5 bis 3,0%:
Cu ist ein Element, welches Reckalterung eines schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung erstaunlich erhöht (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformung-Wärmebehandlung) und ist eines der wichtigsten Elemente der Erfindung. Mit einem Cu-Gehalt von unter 0,5% kann eine Erhöhung der Zugfestigkeit von über ΔTS von 80 MPa auch durch Nutzung von unterschiedlichen Vorverformungs-Wärmebehandlungsbedingungen nicht erzielt werden. Deshalb sollte Cu bei der Erfindung in einer Menge von 0,5% oder mehr enthaltend sein. Mit einem Cu-Gehalt von über 3,0% ist die Wirkung andererseits gesättigt, so dass eine Wirkung entsprechend dem Gehalt nicht erwartet werden kann, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt. Verschlechterung der Pressformbarkeit reduziert dadurch und die Oberflächengüte des Stahlblechs verschlechtert sich. Der Cu-Gehalt ist deshalb auf einen Bereich von innerhalb 0,5 bis 3,0% beschränkt. Um gleichzeitig ein höheres ΔTS und eine hervorragende Pressformbarkeit zu erzielen, sollte der Cu-Gehalt vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 1,0 bis 2,5% sein.
Bei der Erfindung ist es erwünscht, zusätzlich zu der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung, enthaltend Cu, eine oder mehrere der folgenden Gruppen A bis C, in Gew.-%, zu enthalten:
Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger;
Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger; und
Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger.
Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger:
Gruppe A: Ni ist eine Komponente, welche zum Verhindern von Oberflächendefekten, erzeugt auf der Stahlblechoberfläche bei Hinzufügung von Cu wirksam ist und kann wie erforderlich enthalten sein. Wenn enthaltend, sollte der Ni-Gehalt abhängig von dem Cu-Gehalt, vorzugsweise die Hälfte des Cu-Gehalts sein. Ein Ni-Gehalt von über 2,0% kann nicht eine entsprechende Wirkung aufgrund der Sättigung der Wirkung erzeugen, was zu nachteiligen wirtschaftlichen Folgen führt und Verschlechterung der Pressformbarkeit verursacht. Der Ni-Gehalt sollte vorzugsweise auf 2,0% oder weniger beschränkt sein.
Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger:
Gruppe B: Wie bei Mn haben sowohl Cr als auch Mo eine Wirkung zum Reduzieren der kritischen Abkühlrate zum Erhalt eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges und zum Fördern der Bildung eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges, und können wie erfordert enthalten sein. Wenn eine oder beide von Cr und Mo in einer Menge von insgesamt über 2,0% enthaltend ist/sind, entsteht eine Verschlechterung der Pressformbarkeit. Es ist deshalb wünschenswert, die gesamt Menge von einem oder beiden von Cr und Mo, welche die Gruppe B bilden, auf 2,0% oder weniger beschränken.
Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger:
Gruppe C: Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente, welche die Festigkeit durch feine Verteilung der Carbide wirksam erhöhen und können wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Wenn die gesamt Menge von einem oder mehreren von Nb, Ti und V über 0,2% ist, entsteht eine Verschlechterung der Pressformbarkeit. Die gesamt Menge von Nb, Ti und/oder V sollte deshalb vorzugsweise auf 0,2% oder weniger beschränkt sein.
Bei dem schmelz-galvanisierten Stahlblech der Erfindung kann statt dem vorerwähnten Cu, eine oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W in einer Menge von insgesamt 2,0% oder wenigere, oder ferner eine oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt 2,0% oder weniger enthalten sein.
Eine oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W in einer Menge von insgesamt 2,0%:
Mo, Cr und W sind Elemente, die eine erstaunliche Erhöhung der Reckalterung eines Stahlblechs verursachen, und sind die wichtigsten Elemente der Erfindung und können wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Hinzufügen von einem oder mehreren von Mo, Cr und W und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges verursacht durch spannungsbedingte feine Ausfällung von feinen Carbiden während Vorverformungs-Wärmebehandlung, folglich wird ermöglicht eine durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr repräsentierte Zugfestigkeit zu erhalten. Bei einem Gehalt von jedem dieser Elemente unterhalb 0,05% führt eine Änderung der Vorverformungs-Wärmebehandlungsbedingungen oder des Stahlblechgefüges nicht zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit, die durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr repräsentiert wird. Auch wenn der Gehalt von jedem dieser Elemente über 2,0% ist, kann anderseits eine Wirkung entsprechend dem Anteil aufgrund einer Sättigung der Wirkung nicht erwartet werden, was zu wirtschaftlichen Nachteilen führt und dies führt zu Verschlechterung der Pressformbarkeit. Die Gehalte an Mo, Cr und W sind deshalb innerhalb eines Bereichs von 0,05 bis 2,0% für Mo, von 0,05 bis 2,0% für Cr und von 0,05 bis 2,0% für W beschränkt. Im Hinblick auf die Pressformbarkeit ist der gesamt Gehalt an Mo, Cr und/oder W auf 2,0% oder weniger beschränkt.
Eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 2,0% oder weniger:
Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und können, wenn ein oder mehrere von Mo, Cr und W enthalten sind, wie erforderlich ausgewählt und enthalten sein. Das Hin zufügen von einem oder mehreren von Nb, Ti und V und Erzielen eines Ferrit + Martensit Verbundgefüges verursacht spannungsbedingte feine Ausfällung von feinen Carbiden während einer Vorverformungs-Wärmebehandlung, folglich ist es möglich, eine durch ein ΔTS von 80 MPa oder mehr repräsentierte Zugfestigkeit zu erhalten. Ein gesamt Gehalt von einem oder mehreren von Nb, Ti und V von über 2,0%, verursacht jedoch Verschlechterung der Pressformbarkeit. Der gesamt Gehalt an Nb, Ti und/oder V sollte deshalb vorzugsweise auf 2,0% oder weniger beschränkt werden.
Außer den oben erwähnten Elementen kann eines oder beide von 0,1% oder weniger an Ca und 0,1% oder weniger an REM enthalten sein. Ca und REM sind Elemente, die zur Verbesserung der Dehnung durch Formkontrolle der Einschlüsse beitragen. Wenn jedoch der Ca-Gehalt über 0,1% und der REM-Gehalt über 0,1% ist, würde eine Verringerung der Reinheit und eine Verringerung der Dehnung auftreten.
Im Hinblick auf die Martensit-Bildung kann eine oder beide von 0,1% oder weniger an B und 0,1% oder weniger an Zr enthalten sein.
Der Rest außer den vorerwähnten Bestandteilen umfasst Fe und zufällige Verunreinigungen. Zulässige zufällige Verunreinigungen enthalten 0,01% oder weniger an Sb, 0,01% oder weniger an Pb, 0,1% oder weniger an Sn, 0,01% oder weniger an Zn und 0,1% oder weniger an Co.
Das Herstellungsverfahren des schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung wird nun beschrieben.
Das schmelz-galvanisierte Stahlblech der Erfindung wird hergestellt durch: Glühbehandlung des Stahlblechs mit der vorerwähnten chemischen Zusammensetzung durch Erwärmen zu einem Ferrit- + Austenit-Zweiphasenbereich innerhalb eines Temperaturbereichs von Ac₃-Umwandlungspunkt bis Ac₁-Umwandlungspunkt in einer Straße für durchgehendes Schmelz-Galvanisieren und Durchführen einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung, wodurch eine schmelz-galvanisierte Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs ausgebildet wird.
Ein warmgewalztes Stahlblech oder kaltgewalztes Stahlblech kann benutzt werden.
Ein bevorzugtes Herstellungsverfahren des genutzten Stahlblechs wird beschrieben. Es erübrigt sich zu erwähnen, dass das Herstellungsverfahren des schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung nicht auf das Nachfolgende beschränkt ist.
Zuerst wird das Herstellungsverfahren beschreiben, welches für das warmgewalzte Stahlblech geeignet ist, das als ein Galvanisierungssubstrat genutzt wird.
Das benutzte Material (Stahlbramme) sollte vorzugsweise dadurch vorbereitet werden, indem ein geschmolzener Stahl mit der vorerwähnten chemischen Zusammensetzung durch ein konventionelles Verfahren angefertigt wird und zum Verhindern von Makroabsonderungen der Elemente sollte eine Stahlbramme vorzugsweise durch das Stranggussverfahren hergestellt werden. Das Blockgussverfahren oder das Stranggussverfahren zum Herstellen von dünnen Brammen ist auch anwendbar. Abgesehen von den konventionellen Prozessen, die die Schritte umfassen: Herstellen einer Stahlbramme, einmaliges Abkühlen der Stahlbramme auf Raumtemperatur und dann Wiedererwärmen der Bramme, kann ohne Weiteres ein energiesparender Prozess benutzt werden, welcher Einführen der warmen Stahlbramme in einen Wiedererwärmungsofen ohne Abkühlen dergleichen, oder nach einer geringen Temperaturhaltung, unverzügliches Walzen wie beim "direct-hot-charge-Walzen" oder Direktwalzen umfasst.
Das vorerwähnte Material (Bramme) wird wiedererwärmt und zu einem warmgewalzten Blech durch Einsatz eines Warmwalzschritts gewalzt. Es ist kein Problem, konventionelle Bedingungen zu nutzen, sofern solche Bedingungen die Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs mit einer erwünschten Dicke in dem Warmwalzschritt erlauben. Bevorzugte Bedingungen zum Warmwalzen sind Folgende:
Bramme-Wiedererwärmungstemperatur: 900°C oder mehr:
Bei einer Wiedererwärmungstemperatur von unter 900°C entsteht eine Erhöhung der Walzlast, folglich erhöht sich die Gefahr von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens. Wenn Cu enthalten ist, sollte die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise so gering wie möglich sein, im durch Cu verursachte Oberflächendefekte zu verhindern. Unter Berücksichtigung der Erhöhung des Zunderverlusts, verursacht zusammen mit der Erhöhung des Gewichtsverlusts der Oxidation, sollte die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise 1300°C oder weniger sein.
Im Hinblick auf die Reduzierung der Bramme-Wiedererwärmungstemperatur und Verhindern des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens ist die Nutzung von so genannten Vorblechwärmeeinheiten, welche ein Vorblech erwärmen, natürlich ein wirksames Verfahren.
Endwalzendtemperatur: 700°C oder mehr:
Durch Nutzung einer Endwalzendtemperatur FDT von 700°C oder mehr ist es möglich, ein einheitliches warmgewalztes Ausgangsblechgefüge zu erhalten. Eine Endwalzendtemperatur von unter 700°C führt andererseits zu einem nicht einheitlichen warmgewalzten Ausgangsblechgefüge und zu einer höheren Walzlast während des Warmwalzens, was zu einer erhöhten Gefahr des Auftretens von Problemen während Warmwalzens führt. Aus diesen Gründen sollte die FDT bei dem Warmwalzschritt vorzugsweise 700°C oder mehr sein.
Aufwickeltemperatur: 800°C oder niedriger:
Die Aufwickeltemperatur CT sollte vorzugsweise 800°C oder weniger und besonders bevorzugt 200°C oder mehr sein. Eine Aufwickeltemperatur von über 800°C neigt dazu, eine Verschlechterung der Fördermenge in Folge einer Erhöhung von Zunder, verursachend einen Zunderabfall, zu verursachen. Mit einer Aufwickeltemperatur von unter 200°C wird die Stahlblechform sehr beschädigt und es besteht eine Erhöhte Gefahr von Auftreten von Problemen während der praktischen Nutzung.
Das warmgewalzte Stahlblech, welches in der Erfindung auf geeignete weise eingesetzt werden kann, sollte vorzugsweise durch wiedererwärmen der Bramme mit der vorerwähnten chemischen Zusammensetzung auf 900 °C oder mehr, Warmwalzen dergleichen, damit die Endwalzendtemperatur 700 °C oder mehr ist und Aufwickeln dergleichen bei einer Aufwickeltemperatur von 800 °C oder mehr und vorzugsweise 200 °C oder mehr angefertigt werden.
Beim Warmwalzen der vorliegenden Erfindung kann ein Teil oder das gesamte Endwalzen Schmierwalzen umfassen, um die Walzlast während des Warmwalzens zu verringern. Der Einsatz von Schmierwalzen ist auch zum Erzielen einer einheitlichen Stahlblechform und einer einheitlichen Materialqualität wirksam. Der Reibungskoeffizient während Schmierwalzens sollte vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,25 bis 0,10 sein. Es ist erwünscht, benachbarte Vorbleche umzuwandeln, um einen kontinuierlichen Walzprozess zu bilden, um das Endwalzen kontinuierlichen auszuführen. Der Einsatz des kontinuierlichen Walzprozesses ist auch im Hinblick auf die Betriebsstabilität des Warmwalzens erwünscht.
Das warmgewalzte Blech mit einer daran haftenden Schale kann einer warmgewalzten Blechglühung unterworfen werden, um eine innere Oxidschicht in der Oberflächenschicht des Stahlblechs zu bilden. Ausformung der inneren Oxidschicht verbessert die schmelz-galvanisierte Eigenschaft zum Verhindern von Oberflächenkonzentrationen von Si, Mn und P.
Das durch das vorerwähnte Verfahren hergestellte warmgewalzte Blech kann als ein Ausgangsblech zum Galvanisieren benutzt werden und ferner das kaltgewalzte Blech hergestellt durch Ausüben eines Kaltwalzschrittes an dem vorerwähnten warmgewalzten Blech.
Bei dem Kaltwalzschritt wird Kaltwalzen an dem warmgewalzten Blech ausgeübt. Alle Kaltwalzbedingungen können benutzt werden, sofern solche Bedingungen die Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs mit erwünschter Dimension und Form erlauben und keine besondere Einschränkung werden festgelegt. Die Höhenabnahme beim Kaltwalzen sollte vorzugsweise 40% oder mehr sein. Eine Höhenabnahme von unter 40% erschwert ein Auftreten von einheitlichen Rekristallisieren während einer Glühbehandlung beim nächsten Schritt.
Bei der vorliegenden Erfindung sollte das oben Erwähnte warmgewalzte oder kaltgewalzte (Stahl-) Blech vorzugsweise Glühung zum Erwärmen des Blechs auf einen Ferrit (α)- + Austenit (γ)-Zweiphasenbereich innerhalb eines Temperaturbereichs von Ac₁-Umwandlungspunkt bis Ac₃-Umwandlungspunkt in einer durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße unterworfen werden.
Eine Erwärmungstemperatur von unter Ac₁-Umwandlungspunkt führt zu einem Ferrit-Einphasengefüge. Eine Erwärmungstemperatur von über Ac₃-Umwandlungspunkt führt zu Vergröberung der Kristallkörner und zu einem Austenit-Einphasengefüge, was erhebliche Verschlechterung der Pressformbarkeit verursacht. Glühbehandeln in dem (α + γ)-Zweiphasenbereich ermöglicht es, ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge und ein hohes ΔTS zu erhalten.
Um ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge zu erhalten, sollte Abkühlen vorzugsweise von der Zweiphasenbereich-Erwärmungstemperatur zu der Schmelz-Galvanisierungsbehandlungstemperatur bei einer Abkühlrate von 5°C/Sekunde oder mehr durchgeführt werden. Mit einer Abkühlrate von unter 5°C/Sekunde wird es schwierig, dass eine Martensit-Umwandlung stattfindet und ein Ferrit + Martensit Verbundgefüge zu Erzielen.
Die Schmelz-Galvanisierungsbehandlung kann unter den Behandlungsbedingungen (Galvanisierungsbadtemperatur: 450 bis 500°C) durchgeführt werden, die normalerweise in herkömmlichen durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraßen eingesetzt werden und es ist nicht notwendig, bestimmte Einschränkungen festzulegen. Da Galvanisierung bei einer übermäßig hohen Temperatur zu einer schlechten Plattierbarkeit führt, sollte Galvanisierung vorzugsweise bei einer Temperatur von 500°C oder weniger durchgeführt werden. Galvanisieren bei einer Temperatur unter 450°C führt zu einem Problem der Verschlechterung der Plattierbarkeit.
Im Hinblick auf die Martensit-Bildung sollte die Abkühlrate von der Schmelz-Galvanisierungstemperatur auf 300°C vorzugsweise 5°C/Sekunde oder mehr sein.
Zum Zweck der Korrektur des Galvanisierungsgewichts nach dem Galvanisieren, wie erforderlich, kann ein Abstreifen (wiping) durchgeführt werden.
Nach der Schmelz-Galvanisierung kann eine Legierungsbehandlung der schmelz-galvanisierten Schicht durchgeführt werden. Die Legierungsbehandlung der schmelz-galvanisierten Schicht sollte vorzugsweise durch Wiedererwärmen des Blechs auf einen Temperaturbereich von 460 bis 560°C nach der Schmelz-Galvanisierungsbehandlung durchgeführt werden. Eine Legierungsbehandlung bei einer Temperatur von über 560°C ver ursacht Verschlechterung der Plattierbarkeit. Eine Legierungsbehandlung bei einer Temperatur von unter 460°C verursacht anderseits ein langsameres Fortschreiten der Legierungsbehandlung und folglich eine Verschlechterung der Produktivität.
Bei dem Herstellungsverfahren des schmelz-galvanisierten Stahlblechs der Erfindung ist ein Einsetzen einer Vor-Wärmebehandlung zum Erwärmen des Blechs auf eine Temperatur von 700°C oder mehr in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße und dann ein Vorbehandlungsschritt zum Beizen zum Entfernen einer konzentrierten Schicht der in dem Stahl vorhandenen Elemente, gebildet während der Vorerwärmungsbehandlung, zum Verbessern der Plattierbarkeit erwünscht.
Auf der Oberfläche des Stahlblechs, welches in der durchgehenden Glühbehandlungsstraße vorerwärmt wurde, ist P in dem Stahl konzentriert, und Oxide von Si, Mn und Cr sind konzentriert, was eine Oberflächenkonzentrationsschicht bildet. Zum Verbessern der Plattierbarkeit ist es vorteilhaft, diese Oberflächenkonzentrationsschicht durch Beizen zu entfernen und anschließend Glühbehandeln in einer reduzierten Atmosphäre in der durchgehenden schmelz-galvanisierten Straße durchzuführen. Mit einer Vorerwärmungsbehandlungstemperatur von unter 700°C wird eine Oberflächenkonzentrationsschichtbildung nicht gefördert und eine Verbesserung der Plattierbarkeit wird nicht beschleunigt. Eine Vorerwärmungstemperatur von 1000°C oder weniger ist Hinblick auf die Pressformbarkeit erwünscht.
Nach der Schmelz-Galvanisierungs- oder Legierungsbehandlung kann 10%iges oder weniger Nachwalzen zur Korrektur, wie beispielsweise Formkorrektur oder Oberflächenrauheitskorrektur, durchgeführt werden.
An dem Stahlblech der Erfindung kann eine bestimmte Behandlung nach dem Schmelz-Galvanisieren zum Verbessern der chemischen Umwandlungsbehandlungseigenschaft, Schweißbarkeit, Pressformbarkeit und Korrosionswiderstand ausgeführt werden.
< Beispiele >
(Beispiel 1)
Geschmolzener Stahl mit der wie in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzung, wurde in einem Konverter erzeugt und durch den Stranggussprozess zu Stahlbrammen gegossen. Die Stahlbrammen wurden erwärmt und unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen zu warmgewalzten Bandstahl mit einer Dicke von 2,0 mm (warmgewalztes Stahlblech) warmgewalzt, gefolgt von 1%igem Nachwalzen. Stahlblech Nr. 2 wurde durch Schmierwalzen in den letzteren vier Walzgerüsten des Endwalzens gewalzt.
Für die somit erhaltenen warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzte Stahlbleche) wurden das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Reckalterungseigenschaft und das Loch-Ausdehnungsverhältnis bestimmt. Pressformbarkeit wurde in Form von Dehnung EI und Fließfestigkeit ausgewertet.
(1) Mikrogefüge
Probestücke wurden aus den resultierenden Bandstählen erhalten und für den Querschnitt (Abschnitt C) senkrecht zu der Walzrichtung wurde das Mikrogefüge durch ein optisches Mikroskop oder eine Rasterelektronenmikroskop aufgenommen und das Teilverhältnis des Ferritgefüges, die Hauptphase und die Art und Teilverhältnis der zweiten Phase wurde durch Nutzung eines Schliffbildanalysators bestimmt.
(2) Festigkeitseigenschaften
JIS #5-Festigkeitsprobestücke wurden von den resultierenden Bandstählen (warmgewalzten Blechen) erhalten und ein Zugversuch wurde gemäß JIS Z2241 durchgeführt, um die Fließfestigkeit YS, die Zugfestigkeit TS, die Dehnung EI und das Fließverhältnis YR zu bestimmen.
(3) Reckalterungseigenschaft
JIS #5-Festigkeitsprobestücke wurden in Walzrichtung von den resultierenden Bandstählen (warmgewalzten Stahlblechen) gesammelt. Eine 5%ige plastische Verformung wurde als eine Vorverformung (Zugvorverformung) ausgeübt und dann, nach Durchführen einer Wärmebehandlung von 250°C × 20 Minuten, wurde ein Zugversuch durchge führt, um die Festigkeitseigenschaften (Fließfestigkeit YS_HT und Zugfestigkeit TS_HT) zu bestimmen und um ΔYS = YS_HT – YS und ΔTS = TS_HT – TS zu berechnen. YS_HT und TS_HT sind Fließspannung und Zugfestigkeit nach Vorverformung-Wärmebehandlung und YS und TS sind Fließspannung und Zugfestigkeit der Bandstähle (warmgewalzte Stahlbleche).
(4) Loch-Ausdehnungsverhältnis
Ein Loch wurde durch Stanzen eines Probestücks, das von dem resultierenden Bandstählen (warmgewalztes Blech) gesammelt wurde, durch eine Stanze mit einem Durchmesser von 10 mm ausgebildet. Dann wurde das Loch bis zum Auftreten von Rissen, die durch die Dicke verlaufen, durch Nutzung einer konischen Stanze mit einem senkrechten Winkel von 60° ausgedehnt, so dass der Grat an der Außenseite erzeugt wurde, wodurch das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ bestimmt wurde. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde durch eine Formel berechnet: λ (%) = {(d – d₀)/d₀} × 100, worin d₀: Ausgangslochdurchmesser und d: innerer Lochdurchmesser beim Auftreten von Rissen ist.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 2
Alle Beispiele der Erfindung zeigen eine niedrige Fließfestigkeit YS, eine hohe Dehnung EI, ein niedriges Fließverhältnis YR und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, was andeutet, dass diese warmgewalzten Stahlbleche eine hervorragende Pressformbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit haben und weisen ein hohes ΔYS und ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass sie hervorragende Reckalterungseigenschaften besitzen. Im Gegensatz dazu, deuten die Vergleichsbeispiele außerhalb des Bereichs der Erfindung an, dass die Proben warmgewalzte Stahlbleche mit verringerter Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft sind, die eine hohe Fließfestigkeit YS, eine niedrige Dehnung EI, ein niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ oder ein niedriges ΔTS aufweisen.
(Beispiel 2)
Geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 4 angegeben, wurde in einem Konverter erzeugt und durch den Stranggussprozess zu Stahlbrammen gegossen. Die Stahlbrammen wurden wiedererwärmt und unter den in Tabelle 5 angegebenen Bedingungen zu warmgewalzten Bandstählen (warmgewalzten Blechen) mit einer Dicke von 2,0 mm warmgewalzt, gefolgt von 1%igem Nachwalzen.
Für die resultierenden warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzten Stahlblechen) wurden Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, Reckalterungseigenschaft und Loch-Ausdehnungsverhältnis, wie in Beispiel 1 bestimmt.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 veranschaulicht.
Alle Beispiele der Erfindung zeigen eine niedrige Fließfestigkeit YS, eine hohe Dehnung EI, ein niedriges Fließverhältnis YR und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, was andeutet, dass diese warmgewalzten Stahlbleche eine hervorragende Pressformbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit besitzen und weisen ein hohes ΔYS und ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass sie eine hervorragende Reckalterungseigenschaft besitzen. Die Vergleichsbeispiele, welche außerhalb des Bereichs der Erfindung liegen, deuten dagegen an, dass die Proben warmgewalzte Stahlbleche mit verringerter Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft sind, da sie hohe Fließfestigkeit YS, eine niedrige Dehnung EI, ein niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ oder ein niedriges ΔTS aufweisen.
(Beispiel 3)
Geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 7 angegeben, wurde in einem Konverter erzeugt und durch den Stranggussprozess zu Stahlbrammen gegossen. Diese Stahlbrammen wurden auf 1150°C, wie in Tabelle 8 angegeben, wiedererwärmt und dann in einem Warmwalzschritt mit einer Endwalz-Endtemperatur von 900°C warmgewalzt und einer Aufwickeltemperatur von 600°C zu warmgewalzten Bandstählen (warmgewalzte Stahlbleche) mit einer Dicke von 4,0 mm verarbeitet. Das Stahlblech Nr. 2-2 wurde durch die letzteren vier Walzgerüste beim Endwalzen schmiergewalzt. Danach wurden diese warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzten Bleche) einem Kaltwalzschritt zum Kaltbeizen und Kaltwalzen zu kaltgewalzten Bandstählen (kaltgewalzte Bleche) mit einer Dicke von 1,2 mm unterworfen. Dann wurde Rekristallisationsglühen an diesen kaltgewalzten Bandstählen (kaltgewalztes Blech) in einer durchgehenden Glühstraße, bei einer wie in Tabelle 8 angegebenen Glühbehandlungstemperatur durchgeführt. Die resultierenden Bandstähle (kaltgewalzten glühbehandelten Bleche) wurden Nachwalzen bei einer Dehnung von 0,8% unterworfen.
Probestücke wurden aus den resultierenden Bandstählen angefertigt und das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Reckalterungseigenschaft und das Loch-Ausdehnungsverhältnis wurden wie in Beispiel 1 untersucht. Pressformbarkeit wurde in Form von Dehnung EI, Fließfestigkeit und Loch-Ausdehnungsverhältnis ausgewertet.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 angegeben.
Tabelle 8
Alle Beispiele der Erfindung zeigen eine niedrige Fließfestigkeit YS, eine hohe Dehnung EI, ein niedriges Fließverhältnis YR und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, was andeutet, dass die warmgewalzten Stahlbleche eine hervorragende Pressformbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit besitzen und sie weisen ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass sie hervorragende Reckalterungseigenschaft besitzen. Im Gegensatz zeigen die Vergleichsbeispiele, die außerhalb des Schutzbereichs der Erfindung sind, dass die Probestücke warmgewalzte Stahlbleche mit verschlechterter Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft sind, da sie eine hohe Fließfestigkeit YS, eine niedrige Dehnung EI, ein niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ oder niedriges ΔTS aufweisen.
(Beispiel 4)
Geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 10 angegeben, wurde in einem Konverter erzeugt und zu Stahlbrammen durch den Stranggussprozess gegossen. Die Stahlbrammen wurden auf 1250°C wiedererwärmt und in einem Warmwalzschritt zum Warmwalzen mit einer Endwalz-Endtemperatur von 900°C und einer Aufwickeltemperatur von 600°C zu warmgewalzten Bandstählen (warmgewalzte Bleche) mit einer Dicke von 4,0 mm warmgewalzt. Dann wurden diese warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzte Bleche) einem Kaltwalzschritt zum Beizen und Kaltwalzen zu kaltgewalzten Bandstähle (kaltgewalzte Bleche) mit einer Dicke von 1,2 mm unterworfen. Dann wurde Rekristallisationsglühen an diesen kaltgewalzten Bandstählen (kaltgewalzte Bleche) in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße bei einer Glühbehandlungstemperatur, wie in Tabelle 11 angegeben, durchgeführt. Die resultierenden Bandstähle (kaltgewalzten glühbehandelten Bleche) wurden ferner Nachwalzen bei einer Dehnung von 0,8% unterworfen.
Probestücke wurden aus den resultierenden Bandstählen angefertigt und das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Reckalterungseigenschaft und das Loch-Ausdehnungsverhältnis wurden wie in dem ersten Beispiel untersucht. Pressformbarkeit wurde hinsichtlich der Dehnung, der Fließfestigkeit und dem Loch-Ausdehnungsverhältnis ausgewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 12 veranschaulicht.
Tabelle 11
Alle Beispiele der Erfindung weisen eine niedrige Fließfestigkeit YS, eine hohe Dehnung EI, ein niedriges Fließverhältnis YR und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, dies deutet an, dass diese warmgewalzten Stahlbleche eine hervorragende Pressformbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit besitzen und weisen ein sehr hohes ΔTS auf, dies deutet an, dass sie eine hervorragende Reckalterungseigenschaft besitzen. Die Vergleichsbeispiele, welche außerhalb des Schutzbereichs der Erfindung liegen, zeigen dagegen, dass die Probestücke warmgewalzte Stahlbleche mit einem niedrigen ΔTS, verringerter Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft sind, da sie hohe Fließfestigkeit YS, eine niedrige Dehnung EI und niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ aufweisen.
(Beispiel 5)
Geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 13 angegeben, wurde in einem Konverter erzeugt und zu Stahlbrammen durch den Stranggussprozess gegossen. Diese Brammen wurden unter den in Tabelle 14 angegebenen Bedingungen zu warmgewalzten Bandstählen (warmgewalzte Bleche) warmgewalzt. Stahlblech Nr. 3-3 wurde in den letzten vier Walzgerüsten des Endwalzens schmiergewalzt. Nach Beizen wurden diese warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzte Bleche) in einer durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße (CGL) unter den in Tabelle 14 angegebenen Bedingungen glühbehandelt und dann einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung unterworfen, wodurch eine schmelz-galvanisierte Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs ausgebildet wurde. Dann wurde eine Legierungsbehandlung der schmelzgalvanisierten Schicht unter den in Tabelle 14 angegebenen Bedingungen ausgeführt. Einige der Stahlbleche wurden als schmelz-galvanisierte Bleche belassen.
Nach weiterem Beizen wurden die warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzte Bleche) einem Kaltwalzschritt unter den in Tabelle 14 angegebenen Bedingungen zu kaltgewalzten Bandstähle (kaltgewalzten Blechen) unterworfen. Diese kaltgewalzten Bandstähle (kaltgewalzte Bleche) wurden unter den in Tabelle 14 angegebenen Bedingungen in einer durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße (CGL) glühbehandelt und dann einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung zum Formen einer Schmelz-Galvanisierungsschicht auf der Oberfläche der Stahlbleche unterworfen. Dann wurde eine Legierungsbehandlung der Schmelz-Galvanisierungsschicht unter den in Tabelle 14 angege benen Bedingungen durchgeführt. Einige der Stahlbleche wurden als schmelzgalvanisierte belassen.
Vor der Glühbehandlung in der durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße (CGL) wurden einige der Stahlbleche einer Vorerwärmungsbehandlung unter den in Tabelle 14 angegebenen Bedingungen und dann einer Vorbehandlung zum Beizen des Stahls unterworfen. Beizen in dem Vorbehandlungsschritt wurde in einem Beizbehälter an der Eingangsseite der CGL durchgeführt.
Die Galvanisierungsbadtemperatur war innerhalb eines Bereichs von 460 bis 480°C und die Temperatur der einzutauchenden Stahlbleche war innerhalb eines Bereichs von der Galvanisierungsbadtemperatur bis (Badtemperatur + 10°C). Bei der Legierungsbehandlung wurden die Bleche auf die Legierungstemperatur wiedererwärmt und bei der Temperatur für einen Zeitraum für 15 bis 28 Sekunden gehalten. Diese Stahlbleche wurden ferner einem Nachwalzen bei einer Dehnung von 1,0% unterworfen.
Für die schmelz-galvanisierten Stahlbleche (Bandstähle), erhalten durch die vorerwähnten Schritte wurde das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Reckalterungseigenschaft und das Loch-Ausdehnungsverhältnis wie in Beispiel 1 bestimmt. Pressformbarkeit wurde hinsichtlich der Dehnung EI, der Fließfestigkeit und des Loch-Ausdehnungsverhältnises bestimmt.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 15 angegeben.
Alle Beispiele der Erfindung weisen eine niedrige Fließfestigkeit YS, eine hohe Dehnung EI, ein niedriges Fließverhältnis YR und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, dies deutet an, dass das warmgewalzte Stahlblech eine hervorragende Pressformbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit besitzt und weisen hohes ΔYS und sehr hohes ΔTS auf, was eine hervorragende Reckalterungseigenschaft bedeutet. Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der Erfindung deuten dagegen an, dass die Proben warmgewalzte Stahlbleche mit niedriger Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft sind, da sie eine hohe Fließfestigkeit YS, eine niedrige Dehnung EI, ein geringes Lochausdehnungsverhältnis λ und ein niedriges ΔTS aufweisen.
(Beispiel 6)
Geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 16 angegeben, wurde in einem Konverter erzeugt und zu Brammen durch den Stranggussprozess gegossen. Diese Brammen wurden unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen zu warmgewalzten Stahlstreifen (warmgewalzte Bleche) mit einer Dicke von 1,6 oder 4,0 mm warmgewalzt. Nach dem Beizen wurden die warmgewalzten Bandstähle mit einer Dicke von 1,6 mm unter den in Tabelle 17 angedeuteten Bedingungen in einer durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße (CGL) glühbehandelt und dann einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung unterworfen, wodurch eine Schmelz-Galvanisierungsschicht auf der Oberfläche eines jeden Stahlblechs ausgebildet wurde. Dann wurde eine Legierungsbehandlung der schmelz-galvanisierten Schicht unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen ausgeführt. Einige der Stahlbleche wurden als schmelz-galvanisierte beibehalten.
Nach weiterem Beizen wurden die warmgewalzten Bandstähle (warmgewalzte Bleche) unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen zu kaltgewalzten Bandstähle (kaltgewalzte Bleche) kaltgewalzt. Diese kaltgewalzten Bandstähle (kaltgewalzte Bleche) wurden unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen in einer durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße (CGL) glühbehandelt und dann einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung unterworfen, wodurch eine schmelz-galvanisierte Schicht auf der Oberfläche eines jeden Stahlblechs ausgebildet wurde. Danach wurde eine Legierungsbehandlung der schmelz-galvanisierten Schicht durchgeführt. Einige der Stahlbleche wurden als schmelz-galvanisierte beibehalten.
Vor der Glühbehandlung in der durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße (CGL) wurden einige der Stahlbleche einer Vorerwärmungsbehandlung unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße (CAL) und einem Vorbehandlungsschritt zum Beizen unterworfen. Beizen während des Vorbehandlungsschritts wurde in einem Beizbad an der Eingangsseite der CGL durchgeführt.
Die Galvanisierungsbadtemperatur war innerhalb eines Bereichs von 460 bis 480°C und die Temperatur der einzutauchenden Stahlbleche war innerhalb eines Bereichs von der Galvanisierungsbadtemperatur bis (Badtemperatur + 10°C). Bei der Legierungsbehandlung wurden die Bleche auf die Legierungstemperatur wiedererwärmt und bei der Temperatur für einen Zeitraum von 15 bis 28 Sekunden gehalten. Diese Stahlbleche wurden Nachwalzen bei einer Dehnung von 1,0% unterworfen.
Bei den schmelz-galvanisierten Stahlblechen (Bandstähle), erhalten durch die vorerwähnten Schritte, wurde das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Reckalterungseigenschaft und das Loch-Ausdehnungsverhältnis wie in Beispiel 1 bestimmt. Pressformbarkeit wurde hinsichtlich der Dehnung EI, der Fließfestigkeit und des Loch-Ausdehnungsverhältnises ausgewertet.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 18 angegeben.
Alle Beispiele der Erfindung weisen eine niedrige Fließfestigkeit YS, eine hohe Dehnung EI, ein niedriges Fließverhältnis YR und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, dies deutet an, dass diese galvanisierten Stahlbleche eine hervorragende Pressformbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit besitzen und zeigen eine hohe ΔYS und eine sehr hohe ΔTS, was eine hervorragende Reckalterungseigenschaft andeutet. Vergleichsbeispiele, welche außerhalb des Schutzbereichs der Erfindung sind, deuten im Gegensatz dazu an, dass die Proben galvanisierte Stahlbleche mit verschlechterter Pressformbarkeit und Reckalterungseigenschaft sind, da sie eine hohe Fließfestigkeit YS, eine niedrige Dehnung EI, ein niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ oder ein niedriges ΔTS aufweisen.
Industrielle Anwendbarkeit
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es möglich, warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und galvanisierte Stahlbleche stabil herzustellen, bei welchen die Zugfestigkeit durch eine Wärmebehandlung, durchgeführt nach Pressformen, erstaunlich erhöht werden kann, während eine hervorragende Pressformbarkeit beibehalten wird, was erstaunliche industrielle Wirkungen mit sich bringt. Wenn ein Stahlblech der Erfindung für Kraftfahrzeugbauteile genutzt wird, bestehen Vorteile, wie einfaches Pressumformten, hohe und stabile Komponenteneigenschaften nach Vollendung und einen ausreichenden Beitrag zur Gewichtsreduzierung der Kraftfahrzeugkarosserie.

Claims

Ein Stahlblech mit hervorragender Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften, bezeichnet durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, umfassend ein Gefüge mit einer Ferritphase als eine Hauptphase, welche ein Verbundgefüge mit einer sekundären Phase, enthaltend eine Martensitphase in einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr, bildet, und mit einer chemischen Zusammensetzung umfassend, in Gew.-% C: 0,15% oder weniger, Mn: 3,0% oder weniger, S: 0,02% oder weniger, N: 0,02% oder weniger, Si: 2,0% oder weniger, P: 0,1% oder weniger, Al: 0,1% oder weniger, Cu: von 0,5 bis 3,0%, optional ferner umfassend, zusätzlich zu der oben genannten chemischen Zusammensetzung, eine oder mehrere ausgewählt aus den folgenden Gruppen A bis C: Gruppe A: Ni: 2,0% oder weniger; Gruppe B: eine oder beide von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger; und Gruppe C: eine oder mehrere von Nb, Ti und V: insgesamt 0,2% oder weniger und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Ein Stahlblech mit hervorragender Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften, bezeichnet durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, umfassend ein Gefüge mit einer Ferritphase als eine Hauptphase, welche ein Verbundgefüge mit einer sekundären Phase, enthaltend eine Martensitphase in einem Flächenverhältnis von 2 oder mehr, bildet, und mit einer chemischen Zusammensetzung umfassend, in Gew.-%. C: 0,15% oder weniger, Mn: 3,0% oder weniger, S: 0,02% oder weniger, N: 0,02% oder weniger, Si: 2,0% oder weniger, P: 0,1% oder weniger, Al: 0,1% oder weniger, eine oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus: von 0,05 bis 2,0% an Mo, von 0,05 bis 2,0% an Cr und von 0,05 bis 2,0% an W, insgesamt 2,0% oder weniger, optional ferner umfassend eine oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ti und V: insgesamt 2,0% oder weniger, und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Ein Stahlblech nach Anspruch 1 oder 2, welches ein warmgewalztes Stahlblech ist.
Ein Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 oder 2, welches ein kaltgewalztes Stahlblech ist.
Ein Stahlblech nach einem der vorherigen Ansprüche, ferner umfassend eine schmelz-galvanisierte Schicht oder eine legierte schmelz-galvanisierte Schicht, ausgebildet auf der Oberfläche des Stahlblechs.
Ein Herstellungsverfahren für ein Stahlblech mit hervorragender Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften, bezeichnet durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, welches beim Warmwalzen einer Stahlbramme mit einer chemischen Zusammensetzung wie in Anspruch 1 oder 2 angegeben in ein warmgewalztes Stahlblech mit einer vorbestimmten Dicke die Schritte umfasst: Ausführen des Warmwalzens mit einer Endwalztemperatur FDT entsprechend dem Ar₃-Umwandlungspunkt oder mehr, dann nach Vollendung des Endwalzens, Kühlen des warmgewalzten Stahlblechs auf einen Temperaturbereich von dem (Ar₃-Umwandlungspunkt) bis zu dem (Ar₁-Umwandlungspunkt) unter einer Abkühlrate von 5°C/sek. oder mehr, Luftkühlen oder langsames Abkühlen des Blechs innerhalb des Temperaturbereichs für eine Zeitdauer von 1 bis 20 Sekunden, dann erneutes Abkühlen des Blechs unter einer Kühlrate von 5°C/sek. oder mehr, und Aufwickeln des Blechs bei einer Temperatur von 550°C oder weniger.
Ein Herstellungsverfahren für ein kaltgewalztes Stahlblech mit hervorragender Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften, bezeichnet durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, umfassend die Schritte; Benutzen einer Stahlbramme mit einer chemischen Zusammensetzung wie in Anspruch 1 oder 2 angegeben als ein Material; ein Warmwalzschritt von Durchführen von Warmwalzen des Materials in ein warmgewalztes Stahlblech; ein Kaltwalzschritt von Durchführen von Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs in ein kaltgewalztes Stahlblech; und ein Rekristallisationsglühens-Schritt zum Rekristallisationsglühen in ein geglühtes kaltgewalztes Stahlblech, diese Schritte werden sequenziell ausgeführt; wobei das Rekristallisationsglühen in einem Ferrit + Austenit-Zweiphasenbereich innerhalb eines Temperaturbereichs vom Ac₁-Umwandlungspunkt bis Ac₃-Umwandlungspunkt durchgeführt wird.
Ein Herstellungsverfahren für ein schmelz-galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften, bezeichnet durch ΔTS von 80 MPa oder mehr, umfassend die Schritte: Benutzen eines Stahlblechs mit einer chemischen Zusammensetzung wie in Anspruch 1 oder 2 angegeben; Durchführen einer Glühbehandlung für das Stahlblech in einer Straße zum Ausführen von durchgehendem Schmelz-Galvanisieren, umfassend Erwärmen auf einen Zweiphasenbereich von Ferrit + Austenit innerhalb eines Temperaturbereichs von Ac₃-Umwandlungspunkt bis Ac₁-Umwandlungspunkt; und dann Ausführen einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung, wodurch eine schmelz-galvanisierte Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs geformt wird.
Ein Herstellungsverfahren nach einem der Ansprüche 6 oder 7, wobei das gesamte oder nur Teile des Endwalzens Schmierwalzen umfasst.
Ein Herstellungsverfahren nach Anspruch 7, wobei das Warmwalzen unter den Bedingungen durchgeführt wird, enthaltend eine Erwärmungstemperatur des Materials von 900°C oder mehr, eine Endwalz-Endtemperatur von 700°C oder mehr und eine Aufwicklungstemperatur von 800°C oder weniger.
Ein Herstellungsverfahren nach Anspruch 8, wobei vor der Glühbehandlung eine Vor-Wärmebehandlung von Erwärmen des Blechs bei einer Temperatur von 700°C oder mehr in einer Durchlauf-Glühanlage, und anschließend Durchführen einer Vorbehandlung, umfassend eine Beizbehandlung durchgeführt wird.
Ein Herstellungsverfahren nach Anspruch 8 oder 11, umfassend die Schritte: Durchführen der Schmelz-Galvanisierungsbehandlung zum Formen einer schmelz-galvanisierten Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs und dann Durchführen einer Legierungsbehandlung der schmelzgalvanisierten Schicht.
Ein Herstellungsverfahren nach Anspruch 8 oder 11 oder 12, wobei das Stahlblech ein warmgewalztes Stahlblech, hergestellt durch Warmwalzen des Materials mit der chemischen Zusammensetzung unter den Bedingungen, enthaltend eine Erwärmungstemperatur von 900°C oder mehr, eine Endwalz-Endtemperatur von 700°C oder mehr und eine Aufwicklungstemperatur von 800°C oder weniger, oder ein kaltgewalztes Stahlblech, erhalten durch Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs ist.
Ein Herstellungsverfahren nach Anspruch 6, 7, 9 oder 10, ferner umfassend einen Schritt von Durchführen einer Schmelz-Galvanisierungsbehandlung an dem warmgewalzten oder kaltgewalzten Stahlblech.
Ein Herstellungsverfahren nach Anspruch 14, ferner umfassend den Schritt: Durchführen einer Legierungsbehandlung nach der Schmelz-Galvanisierungsbehandlung.