DE60121233T2

DE60121233T2 - Hochfestes Kaltgewalztes Stahlblech mit hoch r-Wert, exzellenter Reckalterungseigenschaften und Alterungsbeständigkeit sowie Verfahren zur dessen Herstellung

Info

Publication number: DE60121233T2
Application number: DE60121233T
Authority: DE
Inventors: Technical Research Laboratories Chikara Chiba-shi Chiba Kami; c/o Chiba Works Akio Chiba-shi Chiba Tosaka; Technical Research Laboratories Takuya Chiba-shi Chiba Yamazaki
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-05-26
Filing date: 2001-02-14
Publication date: 2006-11-09
Anticipated expiration: 2021-02-15
Also published as: EP1291448A4; WO2001090431A1; CN1386140A; DE60121162T2; CA2379698A1; DE60121234T2; EP1498506B1; EP1291448A1; KR20020019124A; EP1498506A1; DE60121234D1; EP1291448B1; EP1498507A1; DE60121233D1; CA2379698C; CN1158398C; TW565621B; EP1498507B1; DE60121162D1

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlblech, welches als ein Ausgangsstahlblech für geformte Produkte, wie beispielsweise Bauelemente, mechanische Konstruktionsteile, Kraftfahrzeugkonstruktionsteile, etc., geeignet ist, welches an Positionen verwendet wird, an denen eine Strukturfestigkeit verlangt wird, insbesondere Festigkeit und/oder Steifigkeit bei Verformung, und welches einer Wärmebehandlung zum Erhöhen der Festigkeit nach Verarbeitung, wie beispielsweise Pressen oder dergleichen, unterworfen wird und ein Herstellungsverfahren für dieses Stahlblech.
Bei der vorliegenden Erfindung bedeutet "exzellente Reckalterungseigenschaft", dass bei einer Alterung unter den Bedingungen Halten bei einer Temperatur von 170°C für 20 min. nach einer Vorverformung mit einer 5%igen Zugverformung, die Zunahme der Verformungsspannung (repräsentiert durch die Menge an BH = Fließspannung nach Alterung – Vorverformungsspannung vor Alterung) nach Alterung 80 MPa oder mehr ist, und dass die Zunahme der Zugfestigkeit (repräsentiert durch ΔTS = Zugfestigkeit nach Alterung – Zugfestigkeit vor Vorverformung) nach Reckalterung (Vorverformung + Alterung) 40 MPa oder mehr ist.
Stand der Technik
Bei Herstellung eines pressgeformten Produkts aus einem dünnen Stahlblech wird ein Beschichtungs- und Bakingverfahren bei weniger als 200°C als ein Verfahren benutzt, bei welchem ein Material mit niedriger Verformungsspannung vor Pressformen zum Erleichtern des Pressformens und dann nach dem Pressformen gehärtet wird, um die Festigkeit eines Teils zu erhöhen. Als ein Stahlblech für solches Beschichten und Baking wurde ein BH-Stahlblech entwickelt.
Beispielsweise offenbart die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 55-141526, ein Verfahren, bei welchem Nb gemäß den Anteilen an C, N und Al eines Stahls hinzugefügt wird, Nb/(gelöstem C + gelöstem N) in Atom.-% ist innerhalb eines bestimmten Bereichs beschränkt, und die Abkühlrate nach einer Glühbehandlung ist kontrolliert, um das gelöste C und gelöste N in einem Stahlblech einzustellen. Die japa nische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 61-45689, offenbart auch ein Verfahren, bei welchem Bakinghärtbarkeit durch Hinzufügung von Ti und Nb verbessert wird.
Um jedoch die Tiefziehbarkeit zu verbessern, wird die Festigkeit der Ausgangsmaterialbleche der oben beschriebenen Stahlbleche verringert und somit sind die Stahlbleche nicht immer als Konstruktionsmaterialien geeignet.
Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-25549, offenbart ein Verfahren, bei welchem Bakinghärtbarkeit durch Hinzufügung von W, Cr und Mo allein oder in Kombination zu einem Stahl verbessert wird.
Bei den oben beschriebenen konventionellen Verfahren wird die Festigkeit durch Bake-Härtung aufgrund der Wirkungen von geringen Mengen an gelöstem C und gelöstem N in einem Stahlblech erhöht und es ist allgemein bekannt, dass ein BH (Bake-Härtungs)-Stahlblech nur zum Erhöhen der Fließfestigkeit eines Materials, und nicht zum Erhöhen der Zugfestigkeit benutzt wird. Deshalb haben die konventionellen Verfahren nur den Effekt zum Erhöhen der Ausgangsverformungsspannung eines Bauteils und der Effekt zum Erhöhen der Spannung (Zugfestigkeit nach Umformen), welcher zum Verformen über den gesamten Verformungsbereich vom Anfang des Verformens bis zum Ende des Verformens benötigt wird, wird als nicht ausreichend erachtet.
Als ein kaltgewalztes Stahlblech mit nach Umformen erhöhter Zugfestigkeit offenbart beispielsweise die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 10-310847, ein legiertes feuerverzinktes Stahlblech mit einer Zugfestigkeitserhöhung von 60 MPa oder mehr durch Wärmebehandlung in dem Temperaturbereich von 200 bis 450°C.
Dieses Stahlblech enthält, in Gew.-%, 0,01 bis 0,08% an C und 0,01 bis 3,0% an Mn und wenigstens eine von W, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 0,05 bis 3,0% und ferner enthält es wenigstens eine von 0,005 bis 0,1% an Ti, 0,005 bis 0,1% an Nb und 0,005 bis 0,1% an V gemäß der Nachfrage, und das Mikrogefüge des Stahls besteht aus Ferrit oder hauptsächlich aus Ferrit.
Dieses Verfahren umfasst jedoch das Formen eines feinen Carbids in dem Stahlblech durch Wärmebehandlung nach Umformen, um eine während Pressen angelegte Spannungsverschiebung wirksam zu verbreiten, wodurch die Belastungsmenge erhöht wird. Deshalb muss die Wärmebehandlung in dem Temperaturbereich von 220 bis 370°C durchgeführt werden. Es besteht somit das Problem einer notwendigen Wärmebehandlungstemperatur, die höher als herkömmliche Bake-Härtungstemperaturen ist.
Außerdem ist es ein sehr wichtiges Problem, dass das Karosseriegewicht eines Kraftfahrzeuges im Hinblick auf die jüngsten Abgasregelungen aufgrund globalen Umweltproblemen verringert wird. Um das Karosseriegewicht eines Kraftfahrzeuges zu verringern, ist es wirksam, die Festigkeit des benutzten Stahlblechs zu erhöhen, d. h. ein hochfestes Stahlblech zu benutzen und das benutzte Stahlblech zu verdünnen.
Ein Kraftfahrzeugbauteil, welches ein hochfestes dünnes Stahlblech benutzt, muss eine ausreichende Eigenschaft gemäß ihrer Funktion aufweisen. Die Eigenschaft ist von dem Bauteil abhängig und Beispiele der Eigenschaft enthalten: Einbeulungswiderstand, statische Festigkeit gegenüber Verformung, wie beispielsweise Dehnung, Drehung oder dergleichen, Dauerfestigkeit, Schlagbiegefestigkeit, etc. Von dem für ein Kraftfahrzeugbauteil benutzten hochfesten Stahlblech wird verlangt, dass es exzellent in solch einer Eigenschaft nach Umformen ist. Die Eigenschaften beziehen sich auf die Festigkeit eines Stahlblechs nach Umformen und somit muss die untere Grenze der Festigkeit des benutzten hochfesten Stahlblechs derart festgelegt werden, um Verdünnung zu erzielen.
In dem Prozess zum Formen eines Kraftfahrzeugbauteils wird ein Stahlblech andererseits pressgeformt. Wenn das Stahlblech eine übermäßig hohe Festigkeit beim Pressformen aufweist, verursacht das Stahlblech folgende Probleme: (1) Verschlechterung der Formgenauigkeit; (2) Verschlechterung der Duktilität, um somit Risse, Einschnürungen oder dergleichen während Umformen zu verursachen; und (3) Verschlechterung des Einbeulungswiderstandes (Widerstand einer durch eine lokale Druckbelastung erzeugte Einbeulung), wenn die Blechdicke verringert wird. Diese Probleme hemmen die Ausbreitung des hochfesten Stahlblechs an Kraftfahrzeugkarosserien.
Als Mittel zum Überwinden dieser Probleme ist ein Stahlblech, bestehend aus sehr niedrigem (ultra-low) Kohlenstoffstahl als ein Ausgangsmaterial für beispielsweise ein kaltgewalztes Stahlblech für eine externe Blechtafel bekannt, in welcher der Anteil an C, der letztendlich in einem Festlösungszustand verbleibt, innerhalb eines geeigneten Bereichs festgelegt wird. Dieser Stahlblechtyp wird während des Pressformens weich gehalten, um die Formgenauigkeit und Duktilität zu gewährleisten und seine Fließspannung wird durch Nutzung des Reckalterungsphänomens, welches in dem Schritt von Beschichten und Baking bei 170°C für ungefähr 20 min. nach Pressformen eintritt, erhöht, um den Einbeulungswiderstand zu gewährleisten. Dieses Stahlblech ist während Pressformen weich, weil C in dem Stahl aufgelöst ist, während aufgelöstes C an einer Versetzung, die während des Pressformens in dem Beschichtungs- und Bakingschritt nach Pressformen hervorgerufen wird, fixiert, um die Fließspannung zu erhöhen.
Bei diesem Stahlblechtyp wird jedoch die Erhöhung der Fließspannung aufgrund der Reckalterung im Hinblick darauf, das Eintreten von Fließfiguren, die Oberflächendefekte verursachen, zu vermeiden, unterdrückt. Dies verursacht den Nachteil, dass das Stahlblech tatsächlich weniger zu der Reduzierung des Gewichts eines Bauteils beiträgt.
Andererseits wurde ein Stahlblech, bestehend aus gelöstem N zum weiteren Erhöhen der Bake-Härtungsmenge, und ein mit einem Verbundgefüge, bestehend aus Ferrit und Martensit, bereitgestelltes Stahlblech zum weiteren Verbessern der Bake-Härtbarkeit für Anwendungen vorgeschlagen, bei welchen die äußere Erscheinung nicht so wichtig ist.
Beispielsweise offenbart die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten dünnen Stahlblechs mit guter Duktilität und Punktschweißbarkeit, bei welchem der Stahl enthält: 0,02 bis 0,15% an C, 0,8 bis 3,5% an Mn, 0,02 bis 0,15% an P, 0,10% oder weniger an Al und 0,005 bis 0,025% an N, der durch Aufwickeln bei einer Temperatur von 550°C oder weniger warmgewalzt wird, kaltgewalzt und dann durch kontrollierte Abkühlung und Wärmebehandlung glühbehandelt wird. Ein durch das in der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, offenbarte Verfahren hergestelltes Stahlblech hat ein gemischtes Gefüge, umfassend eine Niedrigtemperatur-Umwandlungsproduktphase, hauptsächlich bestehend aus Ferrit und Martensit, und eine exzellente Duktilität und eine hohe Festigkeit wird durch Nutzung der Reckalterung aufgrund von wirksam hinzugefügtem N während Beschichtung-Baking erzielt.
Obwohl das in der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 60-52528, veröffentlichte Verfahren die Fließspannung YS aufgrund Reckalterung we sentlich erhöht, erhöht das Verfahren die Zugfestigkeit TS weniger. Auch dieses Verfahren verursacht große Variationen in der Zunahme der Fließspannung YS, um große Variationen der mechanischen Eigenschaften zu verursachen und es kann somit nicht erwartet werden, dass ein Stahlblech ausreichend verdünnt werden kann, um zu einer Gewichtsreduzierung eines Kraftfahrzeugbauteils, welches zur Zeit nachgefragt wird, beizutragen.
Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr.5-24979, offenbart ein hochfestes kaltgewalztes dünnes Stahlblech mit Baking-Härtbarkeit, welches eine Zusammensetzung umfassend 0,08 bis 0,20% an C, 1,5 bis 3,5% an Mn und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und ein Gefüge bestehend aus homogenem Bainit, enthaltend 5% oder weniger an Ferrit, oder Bainit, welches teilweise Martensit enthält, aufweist. Das in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbarte kaltgewalzte Stahlblech wird durch Abschrecken in dem Temperaturbereich von 200 bis 400°C in dem Abkühlprozess nach Durchlaufglühen und dann langsames Abkühlen zum Erhalten eines Gefüges, hauptsächlich bestehend aus Bainit, und welches eine große Menge an Bake-Härtung aufweist, welches durch herkömmliche Verfahren nicht erhalten wird, hergestellt.
Bei dem in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 5-24979, offenbarten Stahlblech wird die Fließfestigkeit jedoch nach Beschichtung und Baking erhöht, um eine große Menge an Bake-Härtbarkeit zu erhalten, welche mit einem konventionellen Verfahren nicht erhalten wird, während die Zugfestigkeit nicht erhöht werden kann. Deshalb kann bei Anwendung an einem Verfestigungselement eine Verbesserungen der Dauerfestigkeit und Schlagbiegefestigkeit nach Umformen nicht erwartet werden. Deshalb besteht ein Problem darin, dass das Stahlblech nicht für Anwendungen benutzt werden kann, von denen eine hohe Dauerfestigkeit und Schlagbiegefestigkeit, etc., verlangt wird.
Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 61-12008, offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert. Dieses Verfahren ist gekennzeichnet durch Glühbehandeln von sehr niedrigem C-Stahl (ultra-low-C-steel), der als Ausgangsmaterial in einem Ferrit-Austenit-koexitistierenden Bereich nach Kaltwalzen benutzt wird. Das resultierende Stahlblech hat jedoch einen hohen r-Wert und ein hohes Maß an Baking-Härtbarkeit (BH-Eigenschaft), aber die erhaltene BH-Menge ist höchstens ungefähr 60 MPa. Auch wird der Fließpunkt des Stahlblechs nach der Reckalterung erhöht, aber TS wird nicht erhöht, wodurch das Problem von begrenzten Anwendungsgebieten der Bauteile entsteht.
Außerdem weist das oben beschriebene Stahlblech exzellente Festigkeit nach Beschichten und Baking bei einem einfachen Zugversuch auf, aber erzeugt große Variationen bezüglich der Festigkeit während plastischer Verformung unter tatsächlichen Pressbedingungen. Deshalb kann nicht behauptet werden, dass das Stahlblech ausreichend an Bauteilen angewandt wird, von welchen Zuverlässigkeit verlangt wird.
Betreffend eines warmgewalzten Stahlblechs unter den beschichteten baked Stahlblechen für pressgeformte Produkte offenbart beispielsweise die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 8-23048, ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs, welches während Verarbeitung weich ist und eine durch Beschichten und Baking nach Verarbeitung, um Dauerfestigkeit wirksam zu verbessern, erhöhte Zugfestigkeit hat.
Bei diesem Verfahren enthält der Stahl 0,02 bis 0,13 Gew.-% an C und 0,0080 bis 0,0250 Gew.-% an N, und die Endlieferungstemperatur und die Aufwickeltemperatur werden kontrolliert, um eine große Menge an gelöstem N in dem Stahl zu behalten, wodurch ein Verbundgefüge als eine Metallstruktur, hauptsächlich bestehend aus Ferrit und Martensit, geformt wird. Deshalb wird eine Erhöhung von 100 MPa oder mehr der Zugfestigkeit bei der Wärmebehandlungstemperatur von 170°C nach Umformen erzielt.
Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichungs-Nr. 10-183301, offenbart ein warmgewalztes Stahlblech mit exzellenter Baking-Härtbarkeit und natürlichem Alterungswiderstand, bei welchem die C- und N-Anteile auf jeweils 0,01 bis 0,12 Gew.-% und 0,0001 bis 0,01 Gew.-% beschränkt werden, und der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser wird zum Gewährleisten einer BH-Menge von bis zu 80 MPa oder mehr auf 8 μm oder weniger kontrolliert und die Al-Menge wird auf 45 MPa oder weniger unterdrückt.
Dieses Stahlblech ist jedoch ein warmgewalztes Stahlblech und es ist somit schwierig einen hohen r-Wert zu erhalten, weil das Ferritaggregationsgefüge aufgrund der Auste nit-Ferrit-Umwandlung zufällig ausgebildet wird. Deshalb kann nicht behauptet werden, dass das Stahlblech eine ausreichende Tiefziehbarkeit hat.
Auch wenn das durch dieses Verfahren hergestellte warmgewalzte Stahlblech als ein Ausgangsmaterial für Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen benutzt wird, ist die Erhöhung der Zugfestigkeit, erhalten nach Umformen und Wärmebehandeln, nicht immer gleich einem warmgewalzten Stahlblech und eine BH-Menge von bis zu 80 MPa oder mehr kann nicht immer erhalten werden. Der Grund hierfür ist, dass das Mikrogefüge eines kaltgewalzten Stahlblechs sich von dem eines warmgewalzten, aufgrund des Kaltwalzens und Rekristallisationsglühens, unterscheidet und Spannung häuft sich während dem Kaltwalzen sehr an, um ein Carbid, ein Nitrid oder ein Carbonitrid auf einfache Weise zu formen, wodurch die Zustände von gelöstem C und gelöstem N geändert werden.
Ferner offenbart der Stand der Technik EP 0 943 696 A1 Stahlplatten für Blechtrommeln und ein Verfahren zum Herstellen solcher Stahlplatten. Das aus diesem Stand der Technik bekannte Stahlblech hat eine Zusammensetzung umfassend C, Si, Mn, P, S, Al und N als zwingend notwendige Elemente. Gemäß der Lehre dieses Standes der Technik wird das Gefüge des Stahlblechs nicht besonders eingeschränkt.
In Anbetracht der oben beschriebenen vorliegenden Bedingungen ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die obigen Probleme der konventionellen Verfahren zu lösen und ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech bereitzustellen, welches für Kraftfahrzeugbauteile geeignet ist, von denen verlangt wird, dass sie hohe Formbarkeit, weichheit und hohe Formbarkeit und stabile Materialeigenschaften aufweisen, und welches auf einfache Art und Weise zu einem Kraftfahrzeugbauteil mit einer komplizierten Form ohne Erzeugung von Formdefekten, wie beispielsweise Rückfedern, Verspannungen und Verkrümmungen und Risse etc. geformt werden kann, und welches eine ausreichende Festigkeit für ein Kraftfahrzeugbauteil nach einer Wärmebehandlung eines geformten Kraftfahrzeugbauteils zum Ermöglichen eines ausreichenden Beitrags zur Reduzierung des Karosseriegewichts eines Kraftfahrzeugs, einen hohen r-Wert von 1,2 oder mehr und exzellente Reckalterungseigenschaften aufweist. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein industrielles Herstellungsverfahren bereitzustellen, welches in der Lage ist, das Stahlblech bei niedrigen Kosten ohne Formstörungen herzustellen.
Offenbarung der Erfindung
Um die Aufgaben zu erzielen, haben die Erfinder mehrere Stahlbleche mit unterschiedlichen Zusammensetzungen unter unterschiedlichen Herstellungsbedingungen hergestellt und durch Experimente unterschiedliche Materialeigenschaften ausgewertet. Als ein Ergebnis hat man herausgefunden, dass sowohl die Formbarkeit als auch die Härtbarkeit nach Umformen verbessert werden kann, indem ein Verfestigungselement N genutzt wird, welches vorher nicht wirksam in einem Gebiet, welches hohe Verarbeitbarkeit erfordert, benutzt wurde und indem das durch die Wirkung des Verfestigungselementes hervorgerufene Reckalterungsphänomen wirksam genutzt wird.
Die Erfinder haben auch herausgefunden, dass, um das aufgrund von N hervorgerufene Reckalterungsphänomen vorteilhaft zu nutzen, das Reckalterungsphänomen aufgrund von N vorteilhaft mit einer Bedingung zum Beschichten und Baking eines Kraftfahrzeugs kombiniert werden muss, oder ferner positiv mit einer Wärmebehandlungsbedingung nach Umformen kombiniert werden. Man hat somit festgestellt, dass es wirksam ist, die Warmwalzbedingung, die Kaltwalz- und die Kaltwalzglühbehandlungsbedingung zum Kontrollieren des Mikrogefüges eines Stahlblechs und die Menge an gelöstem N in bestimmten Bereichen zu kontrollieren. Man hat ferner herausgefunden, dass es wichtig ist, den Al-Anteil der Zusammensetzung gemäß dem N-Anteil zu kontrollieren, um das Reckalterungsphänomen aufgrund von N stabil hervorzurufen.
Die Erfinder haben ferner herausgefunden, dass zum Erhalt eines hohen r-Wertes der C-Anteil verringert wird, ein Durchlaufglühen in dem Ferrit-Austenit-Zweiphasen-Temperaturbereich durchgeführt wird und anschließend das Abkühlen derart kontrolliert wird, um ein Gefüge enthaltend eine nadelförmige Ferritphase bei einem Flächenverhältnis von 5% oder mehr in der Ferritphase zu formen. Es hat sich gezeigt, dass solch eine Kombination des Mikrogefüges und der geeigneten Menge an gelösten N das Erzielen eines kaltgewalzten Stahlbleches mit einem hohen r-Wert, exzellenter Pressformbarkeit und exzellenter Reckalterungseigenschaft ermöglicht. Es hat sich auch gezeigt, dass dies eine ausreichende Nutzung von N ohne Verursachung des Problems des Verschlechterns der natürlichen Alterung erlaubt, welches ein Problem bei einem konventionellen Bake-Hardening-Stahlblech ist.
Und zwar haben die Erfinder herausgefunden, dass indem man N als ein Verfestigungselement nutzt, den Al-Anteil gemäß dem N-Anteil in einem geeigneten Bereich kontrolliert und auf geeignete Art und Weise die Warmwalzbedingung und die Kaltwalz-Glüh-Bedingung zum geeigneten Kontrollieren des Mikrogefüges und gelöstem N kontrolliert, es möglich ist, ein Stahlblech mit einem hohen r-Wert und exzellenter Formbarkeit im Vergleich zu konventionellen fest-Lösungs, verfestigten C-Mn-Stahtblechtypen und ausgefällten, verfestigten Stahlblechtypen, und eine hohe Reckalterungseigenschaft, zu erhalten, die die konventionellen Stahlbleche nicht besitzen.
Ein Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist im Vergleich zu einem konventionellen Stahlblech eine höhere Festigkeit nach Beschichten und Baking bei einem einfachen Zugversuch auf und weist geringe Variationen der Festigkeit bei plastischer Verformung unter tatsächlichen Pressbedingungen und stabile Konstruktionsteilfestigkeit auf, wodurch der Einsatz von Konstruktionsbauteilen, von denen eine hohe Zuverlässigkeit verlangt wird, ermöglicht wird. Beispielsweise hat ein Teil, an dem hohe Spannung angelegt wird, um die Dicke zu verringern, eine höhere Härtbarkeit als andere Abschnitte und wird als homogen betrachtet, wenn dieser auf Basis einer Zusatzbelastungsfähigkeit von (Dicke) × (Festigkeit) ausgewertet wird, wodurch die Festigkeit eines Teiles stabilisiert wird.
Als ein Ergebnis von weiteren intensiven Untersuchungen zum Erzielen der Aufgaben haben die Erfinder Folgendes herausgefunden:

1) Um die Zugfestigkeit nach Umformen und Wärmebehandeln zu erhöhen, muss eine neue Versetzung zum Fortschreiten der Zugverformung hervorgerufen werden. Die durch Vorverformung hervorgerufene Bewegung der Versetzung muss durch Zusammenwirkung zwischen der durch Formen hervorgerufenen Versetzung und eines Zwischen- bzw. Lückenelements oder eines Niederschlags verhindert werden, auch wenn höhere Fließspannung erhalten wird.
2) Um die obige Zusammenwirkung durch Formen eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbonitrids von W, Cr, Mo, Ti, Nb, Al oder dergleichen zu erhalten, muss die Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen mit 200°C oder mehr erhöht werden. Deshalb ist es vorteilhafter das Lückenelement oder Fe-Carbid oder Fe-Nitrid wirksam zu nutzen, weil die Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen verringert wird.
3) Von den Lückenelementen hat gelöstes N die höhere Zusammenwirkung mit einer durch Umformen hervorgerufenen Versetzung als gelöstes C, auch wenn die Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen verringert wird und somit bewegt sich eine durch Vorverformung hervorgerufene Versetzung weniger, wenn höhere Fließspannung erhalten wird.
4) Obwohl gelöstes N in Kristallkörner und Kristallkorngrenzen im Stahl vorhanden ist, erhöht sich die Erhöhung der Festigkeit nach Umformen und Wärmebehandlung, wenn die Fläche der Kristallkorngrenzen erhöht wird. Das heißt, der kleinere Kristallkorndurchmesser ist vorteilhaft.
5) Um die Kristallkorngrenzfläche zu erhöhen, ist es vorteilhaft, eine Kombination von Nb und B hinzuzufügen und unmittelbar nach dem Ende des Warmwalzens abzukühlen, normales Kornwachstum von Ferritkörnern nach dem Ende des Warmwalzens zu unterdrücken, und Kornwachstum durch Rekristallisationsglühen nach Kaltwalzen zu unterdrücken.

Die vorliegende Erfindung wurde in Anbetracht der obigen Entdeckungen erzielt. Diese Entdeckungen wurden aus dem nachfolgend beschriebenen Experiment erhalten.
Experiment 1
Ein Vorblech (Dicke: 30 mm) mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%, 0,0015% an C, 0,0010% an B, 0,015% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,08% an S und 0,011% an N, 0,005 bis 0,05% an Nb und 0,005 bis 0,03% an Al und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, wurde gleichmäßig bei 1150°C erwärmt, für drei Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur beim letzten Durchgang 900°C höher als der Ar₃-Umwandlungspunkt war und dann für 0,1 Sekunden mit Wasser abgekühlt. Danach wurde das Vorblech einer Wärmebehandlung entsprechend Aufwickeln bei 500°C für 1 Stunden unterworfen.
Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 800°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Danach wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 aus dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung entnommen und die Zugfestigkeit wurde bei einer Umformgeschwindigkeit von 0,02/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Auch wurde eine 10%ige Zugverformung an einem Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5, welches einzeln von dem kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten wurde, angelegt, und dann wurde das Probestück nach Wärmebehandlung bei 120°C für 20 Minuten einem normalen Zugversuch unterworfen. Die Differenz zwischen der Zugfestigkeit des Probestücks, erhalten von dem kaltgewalzten Blech, und der Zugfestigkeit von dem bei 120°C für 20 Minuten wärmebehandelten Probestück nach Anlegen einer 10%igen Zugverformung wurde als die Zunahme der Zugfestigkeit nach Umformen (ΔTS) angesehen.
1 zeigt die Messergebnisse des Verhältnisses zwischen der Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) und ΔTS.
Die Figur deutet an, dass ΔTS 60 MPa oder mehr wird, wenn der Wert von (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) 0,0015 Gew.-% erfüllt.
Experiment 2
Ein Vorblech (Dicke: 30 mm) mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%, 0,0010% an C, 0,02% an Si, 0,6% an Mn, 0,01% an P, 0,009% an S und 0,012% an N, 0,01% an Al, 0,015% an Nb, 0,00005 bis 0,0025% an B, und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, wurde gleichmäßig bei 1100°C erwärmt, für drei Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 920°C höher als der Ar₃-Umwandlungspunkt war und dann für 0,1 Sekunden mit Wasser abgekühlt. Dann wurde das Vorblech einer Wärmebehandlung entsprechend Aufwickeln bei 450°C für 1 Stunde unterworfen.
Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 820°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Danach wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 aus dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung entnommen und die Zugfestigkeit wurde bei einer Umformgeschwindigkeit von 0,02/Sek. durch Nutzung einer her kömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Auch wurde eine 10%ige Zugverformung an einem Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5, welches einzeln von dem kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten wurde, angelegt, und dann wurde das Probestück einem normalen Zugversuch nach Wärmebehandlung bei 120°C für 20 Minuten unterworfen.
2 zeigt die Messerergebnisse des Verhältnisses zwischen dem B-Anteil des Stahls und ΔTS. Diese Figur deutet an, dass mit einem B-Anteil von 0,0005 bis 0,0015 Gew.-% ein hohes ΔTS von 60 MPa oder mehr erhalten werden kann.
Als ein Ergebnis der Beobachtung des Mikrogefüges hat man auch herausgefunden, dass durch Hinzufügen einer Kombination von Nb und B zum Erhalt von feinen Kristallkörnern, ein hohes ΔTS erhalten werden kann.
Und zwar ist mit einem B-Anteil von weniger als 0,0005 Gew.-% die Wirkung zum Herstellen von feinen Kristallkörnern durch Hinzufügung einer Kombination mit Nb gering. Andererseits ist mit einem B-Anteil von über 0,0015 Gew.-% die Menge an abgesondertem B in den Korngrenzen und in Nahbereichen davon erhöht, um die Menge an wirksam aufgelöstem N, aufgrund der hohen Wechselwirkung zwischen B-Atomen und N-Atomen zu verringern, wodurch möglicherweise ΔTS verringert wird.
Experiment 3
Ein Vorblech (Dicke: 30 mm) von jeweils einem Stahl A mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%, 0,0010% an C, 0,012% an N, 0,0010% an B, 0,01% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,008% an S, 0,014% an Nb, 0,01% an Al und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, und Stahl B mit einer Zusammensetzung enthaltend, in Gew.-%, 0,010% an C, 0,0012% an N, 0,0010% an B, 0,01% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,008% an S, 0,014% an Nb, 0,01% an Al, und der Rest besteht aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, wurde gleichmäßig bei 1150°C erwärmt, für drei Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur beim letzten Durchgang 910°C höher als der Ar₃-Umwandlungspunkt war, und dann mit einem Gas für 0,1 Sekunden abgekühlt. Dann wurde jedes der Vorbleche einer Wärmebehandlung bei 600°C für 1 Stunde unterworfen.
Jedes der somit erhaltenen warmgewalzten Bleche mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 880°C für 40 Sekunden glühbehandelt und dann mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt.
Danach wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 von jedem der erhaltenen kaltgewalzten Bleche in Walzrichtung erhalten und die Zugfestigkeit wurde mit einer Umformgeschwindigkeit von 0,02/Sek. durch Nutzung einer generellen Zugversuchsmaschine gemessen. Auch wurde eine Zugverformung von 10% an einem Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 angelegt, welches von jedem der kaltgewalzten Bleche in Walzrichtung einzeln entnommen wurde, und dann wurde das Probestück einem normalen Zugversuch nach Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Temperaturen für 20 Minuten unterworfen.
3 zeigt die Messergebnisse des Einflusses der Wärmebehandlungstemperatur nach Umformen auf ΔTS. Diese Figur deutet an, dass bei dem relativ niedrigen Temperaturbereich der Wärmebehandlungstemperatur von 200°C oder weniger nach Umformen, der ULC(ultra low carbon)-Stahl A mit einem hohen N-Anteil einen höheren ΔTS als der semi ULC-Stahl B mit einem niedrigen N-Anteil aufweist, wobei in dem hohen Temperaturbereich beide Stahlmaterialien im Wesentlichen den gleichen ΔTS aufweisen. Die Versuchsergebnisse zeigen, dass, um ΔTS in dem Niedrigtemperaturbereich zu gewährleisten, es wirksam ist, aufgelöstes N zu benutzen.
4 zeigt die Messergebnisse des Einflusses des Kristallkorndurchmessers d und der Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) auf eine Verringerung (ΔEI) der Dehnung durch natürliches Altern und eine Erhöhung der Zugfestigkeit (ΔTS) nach Umformen. Die Verringerung (ΔEI) der Dehnung wurde durch die Differenz zwischen der gesamten Dehnung, gemessen mit dem Probestück gemäß JIS Nr. 5, erhalten von jedem der kaltgewalzten Bleche in Walzrichtung, und der gesamten Dehnung gemessen mit den einzeln erhaltenen Probestücken nach halten bei 100°C für 8 Stunden zum Beschleunigen des natürlichen Alterns ausgewertet.
4 deutet an, dass, wenn der Wert von (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) 0,0015 Gew.-% oder mehr ist und der Kristallkorndurchmesser d 20 μm oder weniger ist, sowohl ein hohes ΔTS als auch ein niedriges ΔEI erzielt werden kann.
Experiment 4
Ein Vorblech eines Stahls, enthaltend 0,0015% an C, 0,30% an Si, 0,8% an Mn, 0,03 an P, 0,005% an S und 0,012% an N und 0,02 bis 0,08% an Al wurde gleichmäßig bei 1050°C erwärmt, für sieben Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 670°C war und dann rekristallisiert und bei 700°C für 5 Stunden glühbehandelt. Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde mit einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 875°C für 40 Sekunden glühbehandelt und dann bei einer Höhenabnahme von 0,8% nachgewalzt. Dann wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 von dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten und TS × r-Wert und ΔTS wurden mit einer Umformgeschwindigkeit von 3 × 10³/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Die Ergebnisse sind in 5 gezeigt. In dieser Figur wird TS × r-Wert ≥ 750 und ΔTS ≥ 40 MPa erzielt, wenn N/Al ≥ 0,03 erfüllt ist. Es wurde auch bestätigt, dass, wenn N/Al ≥ 0,03 ist, BH ≥ 80 MPa erzielt wird.
Experiment 5
Ein Vorblech eines Stahls, enthaltend 0,0015% an C, 0,0010% an B, 0,01% an Si, 0,5% an Mn, 0,03% an P, 0,008% an S und 0,011% an N, 0,005 bis 0,05% an Nb und 0,005 bis 0,03% an Al wurde gleichmäßig bei 1000°C erwärmt, für sieben Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 650°C war und dann rekristallisiert und bei 800°C für 60 Sekunden glühbehandelt. Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde mit einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 880°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Dann wurde ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 von dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten und TS × r-Wert, BH und ΔTS wurden mit einer Umformungsgeschwindigkeit von 3 × 10^–3/Sek. durch Nutzung einer herkömmlichen Zugversuchsmaschine gemessen. Die Verhältnisse zwischen den gemessenen Werten und N/(Al + Nb + B) sind in 5 gezeigt. Bei diesem Experiment wurde Stahl enthaltend 0,005 bis 0,05 an Nb und 0,0010% an B benutzt. Diese Figur deutet an, dass in dem Bereich von N/(Al + Nb + B) ≥ 0,30, BH ≥ 80 MPa, ΔTS ≥ 60 MPa und TS × r-Wert ≥ 850 erzielt werden.
Experiment 6
Ein Vorblech eines Stahls, enthaltend 0,0010% an C, 0,02% an Si, 0,6% an Mn, 0,01% an P, 0,009% an S und 0,015% an N, 0,01% an Al, 0,015% an Nb und 0,0001 bis 0,0025% an B wurde gleichmäßig bei 1050°C erwärmt, für sieben Durchgänge warmgewalzt, so dass die Temperatur des letzten Durchgangs 680°C war und dann rekristallisiert und bei 850°C für 5 Stunden glühbehandelt. Das somit erhaltene warmgewalzte Blech mit einer Dicke von 4 mm wurde bei einem Walzreduktionsverhältnis von 82,5% kaltgewalzt, rekristallisiert und bei 880°C für 40 Sekunden glühbehandelt und anschließend mit einem Walzreduktionsverhältnis von 0,8% nachgewalzt. Dann wurde ein JIS Nr. 5-Zugversuchsprobestück von dem resultierenden kaltgewalzten Blech in Walzrichtung erhalten und TS × r-Wert, BH und ΔTS wurden mit einer Umformgeschwindigkeit von 3 × 10³/Sek. durch Nutzung einer generellen Zugversuchsmaschine gemessen. Die Verhältnisse zwischen den gemessenen Werten und dem B-Anteil sind in 6 gezeigt.
Diese Figur deutet an, dass in dem B-Anteilbereich von 0,0003 bis 0,0015%, BH ≥ 80 MPa, ΔTS ≥ 60 MPa, welche höher als in dem Fall von B < 0,0003%, und TS × r-Wert ≥ 850 erzielt werden. Als ein Ergebnis der Beobachtungen des Mikrogefüges wurde auch bestätigt, dass in diesem B-Bereich Kristallkörner deutlich feiner gemacht werden.
Die in 5 und 6 gezeigten Ergebnisse deuten an, dass in dem Bereich von N/(Al + Nb + B) ≥ 0,30, wobei B ≥ 0,0003%, die Kristallkörner durch Kombinieren von Nb weiterhin verfeinert werden können, und ΔTS und das Niveau an TS × r-Wert weiter verbessert werden. Wenn B < 0,0003%, dann kann die Wirkung des Herstellens von feinen Kristallkörnern durch Kombinieren mit Nb nicht erzielt werden. Andererseits verschlechtern sich die Eigenschaften weiterhin wenn B > 0,0015% ist. Dies ist aufgrund der Tatsache möglich, da die Menge an abgesondertem B in den Korngrenzen und den Nahbereichen davon erhöht ist, um die Menge an wirksam gelöstem N, aufgrund der starken Interaktion zwischen B- und N-Atomen, zu verringern. Die gleichen Untersuchungen wie oben beschrieben wurden für den Fall durchgeführt, bei welchem Ti und V anstatt Nb hinzugefügt wurden und es wurde bestätigt, dass die gleiche Wirkung wie Nb erzielt werden konnte. Die vorliegende Erfindung wurde auf Basis der oben beschriebenen Entdeckungen erzielt und das Wesen der Erfindung ist wie folgt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech wie in Anspruch 1 angegeben bereitgestellt, um die obige Aufgabe zu lösen. Um die weitere Aufgabe zu lösen, wird ein Verfahren wie in Anspruch 3 angegeben bereitgestellt. Bevorzugte Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Stahlbleches und Verfahrens sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 zeigt das Verhältnis zwischen Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) und die Zunahme der Zugfestigkeit (ΔTS) nach Umformen.
2 zeigt das Verhältnis zwischen dem B-Anteil und ΔTS eines Stahls enthaltend eine Kombination Nb und B.
3 zeigt einen Vergleich der Differenz der Zunahme der Zugfestigkeit durch Wärmebehandlung nach Umformen in einem Niedrigtemperaturbereich zwischen Stahl B (konventioneller Stahl), enthaltend eine große Menge an gelöstem C, und Stahl A, enthaltend eine große Menge an gelöstem N.
4 zeigt den Einfluss des Kristallkorndurchmessers d und Stahlzusammensetzungen (N% – 14/93·Nb% – 14/27·Al% – 14/11·B%) auf die Verringerung der Dehnung (ΔEI) aufgrund von natürlichem Altem und die Zunahme der Zugfestigkeit (ΔTS) nach Umformen.
5 zeigt die Verhältnisse zwischen TS × r-Wert, BH, ΔTS und N/(Al + Nb + B).
6 zeigt die Verhältnisse zwischen TS × r-Wert, BH, ΔTS und B-Anteil.
Beste Ausführungsform zum Ausführen der Erfindung
Nun werden die Gründe zum Beschränken der Zusammensetzung zu den nachfolgenden Bereichen gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben.
C: 0,025 bis 0,15
C ist eine Komponente zum Erhöhen der Festigkeit eines Stahlblechs und 0,025% oder mehr an C müssen zum Kontrollieren des Gefüges auf ein homogenes feines Gefüge, was eine wichtige Erfordernis der vorliegenden Erfindung ist, und zum Sicherstellen einer ausreichenden Menge einer Martensitphase enthalten sein. Mit einem C-Anteil von über 0,15% ist das Karbidverhältnis in dem Stahlblech übermäßig erhöht, um die Duktilität und Formbarkeit signifikant zu verschlechtern. Mit einem C-Anteil von über 0,15% besteht ein noch ernsteres Problem der signifikanten Verschlechterung der Punktschweißbarkeit und Lichtbogenschweißbarkeit. Deshalb ist der C-Anteil auf den Bereich von 0,025 bis 0,15% beschränkt. Im Hinblick auf die Verbesserung der Formbarkeit ist der C-Anteil vorzugsweise 0,08% oder weniger. Der C-Anteil ist vorzugsweise 0,05% oder weniger, wenn insbesondere eine gute Duktilität wünschenswert ist.
Si: 1,0% oder weniger
Si ist eine nützliche Komponente, welche in der Lage ist, die Festigkeit des Stahlblechs zu erhöhen, ohne die Duktilität des Stahls signifikant zu verschlechtern. Der Si-Anteil ist vorzugsweise 0,005% oder mehr und besonders bevorzugt 0,10% oder mehr. Andererseits ist Si eine Komponente, welche den Umwandlungspunkt während Warmwalzen sehr verändert, um dadurch Schwierigkeiten zum Gewährleisten der Qualität und der Form zu verursachen, oder die Oberflächeneigenschaften, chemische Umwandlungseigenschaften und dergleichen, insbesondere die Erscheinung der Oberfläche des Stahlblechs nachteilig beeinflusst, und beeinflusst die Galvanisierungseigenschaften nachteilig. Bei der vorliegenden Erfindung ist der Si-Anteil deshalb auf 1,0% oder weniger beschränkt. Die oben beschriebenen nachteiligen Effekte können jedoch unterdrückt werden, sofern Si 1,0% oder weniger ist. Insbesondere bei Anwendungen, bei welchen verlangt wird, dass das Stahlblech ein niedriges Festigkeitsniveau und, insbesondere gute Oberflächenerscheinung aufweist, ist Si vorzugsweise 0,5% oder weniger.
Mn: 2,0% oder weniger
Mn ist eine Komponente, welche wirksam Warmriss durch S verhindert und Mn ist vorzugsweise gemäß der Menge an enthaltenem S enthalten. Mn hat auch die Wirkung zum Erzeugen von feinen Kristallkörnern und wird vorzugsweise zum Verbessern der Materialeigenschaften hinzugefügt. Außerdem ist Mn eine Komponente, die zum stabilen Formen von Martensit während schnellem Abkühlen nach Durchlaufglühen wirksam ist. Um S stabil zu fixieren, ist der Mn-Anteil vorzugsweise 0,2% oder mehr. Mn ist auch eine Komponente zum Erhöhen der Festigkeit des Stahlblechs und wird vorzugsweise in einer Menge von 1,2% oder mehr, wenn eine Festigkeit TS von über 500 MPa verlangt wird, hinzugefügt. Der Mn-Anteil ist besonders bevorzugt 1,5% oder mehr.
Mit einem auf diesem Niveau erhöhten Mn-Anteil besteht der Vorteil, dass die Variationen der mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs im Hinblick auf Variationen der Warmwalzbedingungen, insbesondere Reckalterungseigenschaft, wesentlich verbessert werden. Mit einem übermäßig hohen Mn-Anteil von über 2,0% kann jedoch ein hoher r-Wert, welcher ein wichtiges Erfordernis der vorliegenden Erfindung ist, nicht auf einfache Art und Weise erhalten werden und die Duktilität wird signifikant verschlechtert. Deshalb ist der Mn-Anteil auf 2,0% oder weniger beschränkt. Bei Anwendungen, von denen eine gute Korrosionsbeständigkeit und Formbarkeit verlangt wird, ist der Mn-Anteil vorzugsweise 1,7% oder weniger.
P: 0,08% oder weniger
P ist als ein Festlösungs-Verfestigungselement für Stähle nützlich und wird vorzugsweise in einer Menge von 0,001% oder mehr und besonders bevorzugt 0,015% oder mehr im Hinblick auf die Erhöhung der Festigkeit hinzugefügt. Wenn jedoch P übermäßig hinzugefügt wird, versprödet der Stahl und Stretch-Bördel-Formbarkeitseigenschaften des Stahlblechs werden verschlechtert. P neigt auch sehr zum Absondern im Stahl, wodurch eine Versprödung einer Schweißnaht verursacht wird. Deshalb wird P auf 0,08% oder weniger beschränkt. Bei Anwendungen, bei welchen Verarbeitbarkeit von verlängerten Flanschen und Schweißfestigkeit als wichtig erachtet werden, ist P vorzugsweise 0,04% oder weniger.
S: 0,02% oder weniger
S ist als ein Einschluss in dem Stahlblech vorhanden, verringert die Duktilität des Stahlblechs und verursacht Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit. Deshalb ist der S-Anteil so gering wie möglich und bei der vorliegenden Erfindung ist der S-Anteil auf 0,02% oder weniger beschränkt. Insbesondere ist bei Anwendungen, von welchen eine gute Verarbeitbarkeit verlangt wird, S vorzugsweise 0,015% oder weniger. Insbesondere bei Anwendungen, von welchen exzellente Stretch-Bördel-Eigenschaften verlangt werden, ist S vorzugsweise 0,008% oder weniger. Obwohl die detaillierten Mechanismen zum stabilen Beibehalten der Reckalterung des Stahlblechs bei einem hohen Niveau nicht bekannt sind, ist es effektiv den S-Anteil auf 0,008% oder weniger zu verringern.
Al: 0,02% oder weniger
Al ist ein Komponente, die als ein Desoxidationsmittel zum Verbessern der Reinheit des Stahls wirkt und welche das Gefüge des Stahlblechs verfeinert. Bei der vorliegenden Erfindung ist der Al-Anteil vorzugsweise 0,001% oder mehr. Bei der vorliegenden Erfindung wird gelöster N als ein Verfestigungselement genutzt, aber Aluminium beruhigter Stahl, enthaltend Al in einem geeigneten Bereich, hat mechanische Eigenschaften, die denen eines konventionellen Massenstahl, der Al nicht enthält, überlegen sind. Andererseits werden bei einem übermäßig hohen Al-Anteil die Oberflächeneigenschaften des Stahlblechs verschlechtert und die Menge an gelöstem S nimmt signifikant ab, was Schwierigkeiten beim Erhalt einer großen Menge an Reckalterung, welche die Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist, verursacht. Deshalb wird Al bei der vorliegenden Erfindung auf 0,02% oder weniger beschränkt. Im Hinblick auf die Stabilität der Materialeigenschaften ist Al besonders bevorzugt 0,001 bis 0,015%. Obwohl eine Verringerung des Al-Anteils möglicherweise eine Vergröberung der Kristallkörner verursacht, werden bei der vorliegenden Erfindung die Mengen an anderen Legierungselementen auf geeignete Art und Weise bestimmt, um die Glühbedingungen auf geeignete Art und Weise festzulegen, wodurch Vergröberung wirksam verhindert wird.
N: 0,0050 bis 0,0250%
N ist eine Komponente zum Erhöhen der Festigkeit des Stahlblechs durch Festlösungsverfestigung und Reckalterung und bei der vorliegenden Erfindung ist N das wichtigste Element. Bei der vorliegenden Erfindung ist, eine geeignete Menge an N enthalten, der Al-Anteil auf den geeigneten Wert kontrolliert und die Herstellungsbedingungen, wie beispielsweise Warmwalzbedingungen und Glühbehandlungsbedingungen, werden kontrolliert, um erforderlichen und ausreichend gelösten N in einem kaltgewalzten Produkt oder beschichteten Produkt zu gewährleisten. Dies weist die ausreichende Wirkung der Erhöhung der Festigkeit (Fließspannung und Zugfestigkeit) durch Festlösungsverfestigung und Reckalterung auf, um die Zielwerte der mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung, wie beispielsweise Zugfestigkeit von 440 MPa oder mehr, eine Menge (BH-Menge) von bake-härtung von 80 MPa oder mehr und eine Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von 40 MPa oder mehr nach Reckalterung zu erhalten. Da N auch die Wirkung zum Verringern des Umwandlungspunktes aufweist, ist N zum Walzen eines dünnen Materials, für welches Walzen bei einer Temperatur weit über dem Umwandlungspunkt unerwünscht ist, wirksam.
Mit einem N-Anteil von weniger als 0,0050% ist die Wirkung zum Erhöhen der Festigkeit weniger stabil, während mit einem N-Anteil von über 0,0250% die Häufigkeit von inneren Defekterscheinungen in dem Stahlblech erhöht wird und Brammenbruch während Stranggießen häufig eintritt. Deshalb ist N auf den Bereich von 0,0050 bis 0,0250% beschränkt. Im Hinblick auf die Verbesserung der Stabilität der Materialeigenschaften und der Fördermenge entlang des gesamten Herstellungsprozesses ist N vorzugsweise in dem Bereich von 0,0070 bis 0,0170%. Mit einem N-Anteil in dem Bereich der vorliegenden Erfindung besteht kein nachteiliger Effekt im Hinblick auf die Schweißbarkeit und dergleichen.
Gelöster N: 0,0010% oder mehr
Um eine ausreichende Festigkeit eines kaltgewalzten Produkts zu gewährleisten und Reckalterung mit N wirksam aufzuweisen, ist es notwendig, dass der Anteil an gelöstem N (Festlösungs-N) in dem Stahlblech wenigstens 0,0010% oder mehr ist.
Die Menge an gelöstem N (dissolved N) wird durch Subtrahieren der Menge an ausgefällten N von der Gesamtmenge an N des Stahls bestimmt. Als ein Ergebnis des Ver gleichs von Untersuchungen unterschiedlicher Verfahren haben die Erfinder herausgefunden, dass elektrolytische Extraktionsanalyse durch Nutzung von Gleichspannungselektrolyse als das Verfahren zum Analysieren der Menge an ausgefälltem N wirksam ist. Als das Verfahren zum Auflösen von Ferrit, welche für die Extraktionsanalyse benutzt wird, kann ein Säure-Aufschlussverfahren, ein Halogenverfahren oder ein Elektrolyseverfahren benutzt werden. Von diesen Verfahren kann das Elektrolyseverfahren nur Ferrit stabil auflösen, ohne sehr unstabile Ausfällungen, wie beispielsweise ein Karbid, ein Nitrid etc. zu zersetzen. Als der Elektrolyt wird ein Acetyl-Aceton-System für eine Elektrolyse bei Gleichspannung benutzt. Bei der vorliegenden Erfindung haben die Messergebnisse der Menge an ausgefälltem N durch Gleichspannungselektrolyse die beste Übereinstimmung mit Änderungen der tatsächlichen Materialeigenschaften gezeigt.
Deshalb wird bei der vorliegenden Erfindung der Rest nach Extraktion durch Gleichspannungselektrolyse chemisch analysiert, um die Menge an N in dem Rest zu bestimmen. Der somit bestimmte Wert wird als die Menge an ausgefälltem N erachtet.
Um höhere BH und ΔTS zu erhalten, ist die Menge an gelöstem N vorzugsweise 0,0020% oder mehr, besonders bevorzugt 0,0020% oder mehr. Um weiterhin erhöhte Werte zu erhalten, ist die Menge an gelöstem N vorzugsweise 0,0030% oder mehr. Obwohl die obere Grenze der Menge an gelöstem N nicht beschränkt ist, verschlechtern sich die mechanischen Eigenschaften weniger, auch wenn die Gesamtmenge an hinzugefügtem N verbleibt.
N/Al (das Anteilverhältnis von N zu Al): 0,3 oder mehr
Um 0,0010% oder mehr an gelöstem N stabil in einem Produktzustand herbeizuführen, muss die Menge an Al, welches ein Element zum festen Fixieren von N ist, beschränkt werden. Als ein Ergebnis von Untersuchungen an Stahlblechen, bei welchen die Kombination des N-Anteils (0,0050 bis 0,0250%) und des Al-Anteils (0,02% oder weniger) in dem Zusammensetzungsbereich der vorliegenden Erfindung geändert wurden, hat man herausgefunden, dass mit N/Al von 0,3 oder mehr die Menge an gelöstem N eines kaltgewalzten Produkts oder beschichteten Produkts stabil auf 0,0010% oder mehr festgelegt werden kann. Deshalb ist N/Al auf 0,3 oder mehr beschränkt.
Bei der vorliegenden Erfindung enthält die oben genannte Zusammensetzung vorzugsweise wenigstens eine der folgenden Gruppen d bis g:
Gruppe d: wenigstens eine von Cu, Ni, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger;
Gruppe e: wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger;
Gruppe f: 0,00305 an B; und
Gruppe g: eine oder beide von Ca und REM in einer Gesamtmenge von 0,0010 bis 0,010%.
Komponenten der Gruppe d: Cu, Ni, Cr und Mo tragen alle zu einer Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs bei und können einzeln oder in Kombination gemäß der Nachfrage hinzugefügt werden. Die Wirkung wird bei Hinzufügung von jeweils 0,005% oder mehr an Cu, Ni, Cr und Mo sichtbar. Mit einem übermäßig hohen Anteil wird jedoch der Verformungswiderstand beim Warmwalzen bei hohen Temperaturen erhöht oder chemische Umwandlungseigenschaften und Oberflächeneigenschaften allgemein verschlechtert und eine Schweißnaht wird verhärtet, um die Schweißformbarkeit zu verschlechtern. Auch neigt der r-Wert zu Verringerung. Deshalb sind die Komponente der Gruppe a vorzugsweise in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger enthalten. Mit einem Mo-Anteil von 0,05% oder mehr wird der r-Wert in manchen Fällen signifikant verschlechtert. Bei der vorliegenden Erfindung ist der Mo-Anteil deshalb vorzugsweise auf weniger als 0,05% beschränkt.
Komponenten der Gruppe e: Nb, Ti und V sind Komponenten, die zur Verfeinerung und Homogenisierung von Kristallkörnern beitragen und können einzeln oder in Kombination gemäß der Nachfrage hinzugefügt werden. Die Wirkung kann durch Hinzufügung von jeweils 0,005% oder mehr an Nb, Ti und V sichtbar gemacht werden. Mit einem übermäßig hohen Anteil wird jedoch der Verformungswiderstand beim Warmwalzen bei hohen Temperaturen erhöht oder chemische Umwandlungseigenschaften und Oberflä chenbehandlungseigenschaften werden allgemein verschlechtert. Deshalb sind die Elemente der Gruppe b vorzugsweise bei insgesamt 0,1% oder weniger enthalten.
Komponenten der Gruppe f: B ist eine Komponente, die die Wirkung zum Verbessern der Härtbarkeit des Stahls hat und kann zum Erhöhen des Teils einer Niedrigtemperaturumwandlungsphase, eine andere als die Ferritphase, zum Erhöhen der Festigkeit des Stahls gemäß der Nachfrage enthalten sein. Diese Wirkung ist bei einem B-Anteil von 0,0005% oder mehr sichtbar. Mit einem übermäßig hohen B-Anteil wird jedoch die Verformbarkeit bei hohen Temperaturen beim Warmwalzen verschlechtert, um BN zu erzeugen, wodurch die Menge an gelöstem N verringert wird. Deshalb ist der B-Anteil vorzugsweise 0,0030% oder weniger.
Komponenten der Gruppe g: Sowohl Ca als auch REM sind zum Kontrollieren der Form von Einschlüssen wirksame Elemente. Insbesondere wenn die Stretch-Bördel-Eigenschaft verlangt wird, werden diese Elemente einzeln oder in Kombination hinzugefügt. Wenn die Gesamtmenge der Elemente der Gruppe d weniger als 0,0010% ist, ist die Wirkung zum Kontrollieren der Form von Einschlüssen ungenügend, während bei einer Gesamtmenge überschreitend 0,010% Oberflächendefekte signifikant auftreten. Deshalb ist die Gesamtmenge der Elemente der Gruppe d vorzugsweise auf den Bereich von 0,0010 bis 0,010% beschränkt. Dies erlaubt die Verbesserung der Stretch-Bördel-Eigenschaft ohne dass Oberflächendefekte verursacht werden.
Das Gefüge des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend beschrieben.
Flächenverhältnis der Ferritphase: 80% oder mehr
Das kaltgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist auf die Nutzung als ein Kraftfahrzeugstahlblech gerichtet, von dem ein gewisses Maß an Formbarkeit verlangt wird, und hat ein Gefüge enthaltend die Ferritphase bei einem Flächenverhältnis von 80% oder mehr um die Duktilität zu gewährleisten. Mit der Ferritphase bei einem Flächenverhältnis von weniger als 80% ist es schwierig, die für ein Kraftfahrzeugsstahlblech, von dem Formbarkeit verlangt wird, verlangte Duktilität zu gewährleisten. Wenn eine gute Duktilität erforderlich ist, ist das Flächenverhältnis der Ferritphase vorzugswei se 85% oder mehr. Bei der vorliegenden Erfindung bedeutet "Ferrit" sogenannter polygonaler Ferrit, in welchem keine Spannung (strain) verbleibt.
Durchschnittlicher Kristallkorndurchmesser der Ferritphase: 10 μm oder weniger
Bei der vorliegenden Erfindung ist der Wert, der als durchschnittlicher Kristallkorndurchmesser benutzt wird, der höhere Wert von dem Wert, der aus einer Fotografie eines Teilgefüges durch ein Quadraturverfahren, definiert durch ASTM, berechnet wird und dem Nennwert, bestimmt durch ein Höhenverfahren, definiert durch ASTM (siehe beispielsweise Umemoto u. a.: Heat Treatment, 24 (1984), Seite 334).
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung behält eine vorbestimmte Menge an gelöstem N in dem Produktschritt. Als ein Ergebnis von Experimenten und Untersuchungen, die von den Erfindern durchgeführt worden sind, hat man herausgefunden, dass Variationen der Reckalterung in Stahlblechen enthaltend die gleiche Menge an gelöstem N auftreten und eine der Hauptursachen für die Variationen ist ein Kristallkorndurchmesser. In dem Gefüge der vorliegenden Erfindung ist der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser wenigstens 10 μm oder weniger und vorzugsweise 8 μm oder weniger, um eine hohe BH-Menge und ΔTS stabil zu erhalten. Obwohl die detaillierten Mechanismen nicht bekannt sind, wird angenommen, dass dies mit der Segregation und Ausfällung von Legierungselementen in den Kristallkorngrenzen und der Einflüsse der Verarbeitung und des Wärmeablaufs auf die Segregation und Ausfällung zusammenhängt.
Deshalb ist der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser der Ferritphase 10 μm oder weniger und vorzugsweise 8 μm oder weniger, um eine Stabilität der Reckalterungseigenschaft zu erhalten.
Um eine Duktilität eines Kraftfahrzeugstahlblechs sicherzustellen und Stabilität der Reckalterungseigenschaft, enthält das Gefüge der vorliegenden Erfindung die Ferritphase mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 10 μm oder weniger bei einem Flächenverhältnis von 80% oder mehr.
Flächenverhältnis der Martensitphase: 2% oder mehr
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung enthält die Martensitphase als eine zweite Phase bei einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr. Das Vorhandensein von 2% oder mehr der Martensitphase kann eine gute Duktilität und eine große Menge an Reckalterung erzeugen. Obwohl die detaillierten Mechanismen nicht bekannt sind, wird angenommen, dass dieser Effekt aufgrund der wirksamen Akkumulation von Spannung in dem Stahlblech aufgrund des Vorhandenseins der Martensitphase während Vorverformungsbehandlung (pre-strain) bevor Altern eintritt. Außerdem ist das Vorhandensein der Martensitphase zum Verbessern der Alterungsverschlechterung wirksam. Um eine ausgewogene Balance zwischen Festigkeit und Duktilität und niedriger Fördermenge zu erhalten, ist das Flächenverhältnis der Martensitphase vorzugsweise 5% oder mehr. Das Vorhandensein der Martensitphase bei einem Flächenverhältnis von über 20% verursacht das Problem der Verschlechterung der Duktilität. Deshalb ist das Flächenverhältnis der Martensitphase 2% oder mehr und vorzugsweise 5% bis 20%.
Außer der oben beschriebenen Martensitphase sind Perlit, Bainit, Restaustenit als zweite Phasen, ohne irgendwelche Probleme zu erzeugen, enthalten. Bei der vorliegenden Erfindung ist es jedoch erforderlich, dass der Anteil der Ferritphase 80% oder mehr ist und dass der Anteil der Martensitphase 2% oder mehr ist. Deshalb ist das Gesamtflächenverhältnis von Perlit, Bainit und Abschreckaustenit auf weniger als 18% beschränkt.
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung, welches die oben beschriebene Zusammensetzung und Gefüge aufweist, hat eine Zugfestigkeit (TS) von 440 MPa bis ungefähr 780 MPa, einen hohen r-Wert von 1,2 oder mehr, erhalten durch Kontrollieren des Aggregationsgefüges der Ferrit basierenden Phase, und exzellente Reckalterungseigenschaft. Ein Stahlblech mit TS von weniger als 440 MPa kann nicht an Bauteilen mit Strukturkomponenten angelegt werden. Außerdem ist TS vorzugsweise 500 MPa oder mehr, um den Anwendungsbereich zu erweitern. Mit dem r-Wert von weniger als 1,2 kann das Stahlblech nicht an einen breiten Bereich von press geformten Bauteilen angewandt werden. Der bevorzugte Bereich des r-Werts ist 1,4 oder mehr.
Wie oben beschrieben, bedeutet bei der vorliegenden Erfindung "exzellente Reckalterungseigenschaft", dass beim Altern unter Haltebedingungen bei einer Temperatur von 170°C für 20 min nach Vorverformung mit einer Zugbelastung von 5%, die Zunahme der Verformungsspannung (repräsentiert durch die Menge an BH = Fließspannung nach Alterung – Vorverformungsspannung vor Alterung) nach Alterung 80 MPa oder mehr ist und die Zunahme der Zugfestigkeit (repräsentiert durch ΔTS = Zugfestigkeit nach Alterung – Zugfestigkeit ohne Verformungsalterung (strain aging)) nach Verformungsalterung (Vorverformung + Alterung) 40 MPa oder mehr ist.
Beim Definieren der Reckalterungseigenschaft ist die Menge an Vorbelastung (Vorverformung) ein wichtiger Faktor. Als ein Ergebnis der Forschung hinsichtlich des Einflusses der Menge an Vorbelastung auf die Reckalterungseigenschaft haben die Erfinder herausgefunden, dass (1) die Verformungsspannung in dem oben beschriebenen Verformungssystem als eine Menge an ungefährer einachsiger Belastung (strain) (Zugverformung) beschrieben werden kann, außer in dem Fall von erhöhtem Tiefziehen, (2) die Menge an einachsiger Belastung eines tatsächlichen Teils 5% überschreitet, und (3) die Festigkeit eines Teils ausreichend der Festigkeit (YS und TS), erhalten nach Verformungsalterung und einer 5%igen Vorbelastung, entspricht. Bei der vorliegenden Erfindung, basierend auf diesen Entdeckungen, wird die Vorverformung der Verformungsalterung als eine Zugverformung von 5% definiert.
Konventionelle Beschichtung und Bakingbedingungen enthalten 170°C und 20 min als Standard. Wenn eine Verformung von 5% an dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung angelegt wird, welches eine große Menge an gelöstem N enthält, kann Härten sogar bei Altern bei einer niedrigen Temperatur erzielt werden. Anders ausgedrückt, der Bereich der Alterungsbedingungen kann ausgeweitet werden. Um eine genügende Härtungsmenge zu erhalten, ist Beibehaltung bei einer höheren Temperatur für eine längere Zeit generell vorteilhaft, sofern eine Entfestigung durch Überaltern nicht eintritt.
Insbesondere bei dem Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist die untere Grenze der Erwärmungstemperatur, bei welcher Härtung signifikant nach Vorverformung stattfindet, ungefähr 100°C. Mit einer Erwärmungstemperatur von über 300°C erreicht die Härtung anderseits ihren Höhepunkt, wodurch die Neigung zum Enthärten entsteht und wodurch Wärmespannung und Anlassfarbe verursacht wird. Mit der Beibehaltungszeit von ungefähr 30 Sekunden oder mehr kann Härtung bei einer Erwärmungstemperatur von ungefähr 200°C ausreichend erzielt werden. Um eine stabilere Härtung zu erhalten, ist die Beibehaltungszeit vorzugsweise 60 Sekunden oder mehr. Eine Beibehaltung von über 20 Minuten ist jedoch in der Praxis nachteilig, weil weiteres Härten nicht erwartet werden kann und die Produktionseffizienz signifikant verschlechtert wird.
Deshalb werden bei der vorliegenden Erfindung die konventionellen Beschichtungs- und Bakingbedingungen, d. h. die Erwärmungstemperatur von 170°C und die Beibehaltungszeit von 20 Minuten als die Alterungsbedingungen festgelegt. Mit dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann Härtung, sogar bei Alterungsbedingungen einer niedrigen Erwärmungstemperatur und einer kurzen Beibehaltungszeit, welche bei einem konventionellen Bake-Härtungsstahlblech eine ausreichende Härtung nicht erzielen, stabil erzielt werden. Das Erwärmungsverfahren ist nicht beschränkt und atmosphärisches Erwärmen mit einem Ofen, welcher generell zum Beschichten und Baken benutzt wird und andere Verfahren, wie beispielsweise Induktionserwärmung, Erwärmung mit einer nicht oxidierenden Flamme, einem Laser, Plasma oder dergleichen, können benutzt werden.
Die Festigkeit eines Kraftfahrzeugbauteils muss ausreichend sein, um einer externen, komplizierten Spannungsbelastung zu widerstehen und somit ist Festigkeit in einem Niedrigbelastungsbereich, aber auch Festigkeit in einem Hochbelastungsbereich, für ein Ausgangsmaterialstahlblech wichtig. In Anbetracht dieser Tatsache ist bei dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung, welches als Ausgangsmaterial für Kraftfahrzeugbauteile benutzt wird, BH 80 MPa oder mehr und ΔTS 40 MPa oder mehr. Besonders bevorzugt ist BH 100 MPa oder mehr und ΔTS 50 MPa oder mehr. Um BH und ΔTS weiterhin zu erhöhen, kann die Erwärmungstemperatur beim Altern auf eine höhere Temperatur festgelegt werden und/oder die Beibehaltungszeit kann auf eine längere Zeit festgelegt werden.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat den Vorteil, dass, wenn erlaubt wird, dass das Stahlblech bei Raumtemperatur für ungefähr 1 Woche ohne Erwärmen nach Umformen liegen bleibt, eine Erhöhung der Festigkeit um ungefähr 40% zu der zum Zeitpunkt des vollenden des Alterns erwartet werden kann.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat auch den Vorteil, dass sogar, wenn es in einem ungeformten Zustand bei Raumtemperatur für eine lange Zeit beibahalten wird, eine Alterungsverschlechterung (eine Erhöhung von YS und Verschlechterung von EI (Dehnung)) nicht eintritt, anders als bei einem konventionellen gealterten Stahlblech. Um das Eintreten von Problemen beim tatsächlichen Pressformen zu verhindern, ist es not wendig, dass beim Altern bei Raumtemperatur für 3 Monate vor Pressformen eine Erhöhung von YS 30 MPa oder weniger, eine Verringerung der Dehnung 2% oder weniger und eine Rückgewinnung der Förderpunktdehnung 0,2% oder weniger ist.
Bei der vorliegenden Erfindung kann die Oberfläche des kaltgewalzten Stahlblechs durch Feuerverzinken oder legiertes Feuerverzinken ohne Weiteres beschichtet werden und TS, BH und ΔTS sind gleich zu denen vor dem Galvanisieren. Als das Galvanisierungsverfahren kann Elektrogalvanisieren, Feuerverzinken, Legierungsfeuerverzinkungsgalvanisieren, Verzinnen, Verchromen, Vernickeln oder dergleichen vorzugsweise benutzt werden.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird beschrieben.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung wird im wesentlichen durch Durchführen des Warmwalzschritts, bei welchem eine Stahlbramme mit der oben beschriebenen Zusammensetzung erwärmt wird und dann Vorwalzen zum Formen eines Vorblechs vorgewalzt wird und das Vorblech wird zum Formen eines aufgewickelten warmgewalzten Blechs endgewalzt und abgekühlt, des Kaltwalzschritt, bei welchem das warmgewalzte Blech gebeizt und kaltgewalzt wird, zum Formen eines kaltgewalzten Blechs und des Glühungsschritts des kaltgewalzten Blechs, bei welchem das kaltgewalzte Blech Kistenglühen unterworfen wird und dann Durchlaufgeglüht wird, hergestellt.
Obwohl die Bramme, die bei dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung benutzt wird, vorzugsweise durch ein Stranggussverfahren, zum Verhindern von Makrosegregationen der Bestandteile hergestellt wird, kann ein Blockgussverfahren oder ein Dünnbrammeverfahren (thin slab casing method) benutzt werden. Alternativ kann ohne weiteres ein konventionelles Verfahren, umfassend Abkühlen der produzierten Bramme auf Raumtemperatur und dann erneutes Erwärmen der Bramme, oder ein energiesparendes Verfahren des Direktwalzens, umfassend Ausstoßen einer warmen Bramme in einen Erwärmungsofen ohne Abkühlen und dann Walzen, oder direktes Walzen der Bramme unmittelbar nach dem sie kurz warm gehalten wird, benutzt werden. Insbeson dere ist direktes Walzen ein nützliches Verfahren zum wirksamen Sicherstellen von gelöstem N.
Nun werden die Gründe zum Beschränken der Bedingungen des Warmwalzschritts beschrieben.
Brammen-Erwärmungstemperatur: 1.000°C oder mehr
Die Brammen-Erwärmungstemperatur ist 1000°C oder mehr, um eine notwendige und ausreichende Menge an gelöstem N in einem Ausgangszustand zu gewährleisten und die Zielmenge an gelöstem N in einem Produkt zu erfüllen. Da ein Verlust durch Erhöhung einer Zunahme des Oxidgewichts erhöht wird, ist die Erwärmungstemperatur vorzugsweise 1280°C oder weniger.
Die unter den oben angegebenen Bedingungen erwärmte Bramme wird zu einem Vorblech vorgewalzt. Die Bedingung des Vorwalzens ist nicht definiert und Vorwalzen kann gemäß einem normalen Verfahren durchgeführt werden. Um jedoch die Menge an gelöstem N zu gewährleisten, wird Vorwalzen vorzugsweise innerhalb einer so geringen Zeit wie möglich durchgeführt. Danach wird das Vorblech zum Formen eines warmgewalzten Blechs endgewalzt.
Bei der vorliegenden Erfindung werden die benachbarten Vorbleche vorzugsweise während der Zeit zwischen Vorwalzen und Endwalzen miteinander verbunden und dann kontinuierlich gewalzt. Als Verbindungsmittel können vorzugsweise ein Druckschweißverfahren, ein Laserschweißverfahren, Elektronenstrahlschweißverfahren oder dergleichen benutzt werden.
Durch kontinuierliches Walzen werden sogenannte nicht-stationäre Abschnitte an dem vorderen Ende und dem hinteren Ende eines Coiles (verarbeitetes Material) entfernt, um Warmwalzen über die gesamte Länge und die gesamte Breite des Coiles (verarbeitetes Material) unter stabilen Bedingungen zu erlauben. Dies ist zum Verbessern der Profilform und Dimensionen von nicht nur des warmgewalzten Stahlblechs sondern auch des kaltgewalzten Stahlblechs sehr effektiv. Wenn das Stahlblech auf einem warmen Lauf tisch nach Walzen abgekühlt wird, kann die Form des Stahlblechs ausreichend beibehalten werden, weil eine Spannung immer auferlegt werden kann.
Durch kontinuierliches Walzen können die Enden des Coiles stabil durchlaufen und es ist somit möglich Schmierwalzen einzusetzen, welches aufgrund des Problems des kontinuierlichem Walzprozesses und Reißeigenschaft nicht einfach an herkömmlichen einzelnen Walzen für jedes Vorblech angewendet werden kann. Deshalb kann die Walzlast verringert werden und gleichzeitig kann der Oberflächendruck der Walze verringert werden, wodurch die Lebensdauer der Walze erhöht wird.
Bei der vorliegenden Erfindung werden die Temperaturverteilungen des Vorblechs in Breitenrichtung und in Längsrichtung davon bei dem Eingang eines Fertiggesenks zwischen Vorwalzen und Endwalzen vorzugsweise durch Nutzung von einer oder beiden von einer Vorblechkantenwärmeeinheit zum Erwärmen der Enden des Vorblechs in Breitenrichtung und einer Vorblechwärmeeinheit zum Erwärmen der Enden des Vorblechs in Längsrichtung einheitlich festgelegt. Dies kann die Variationen der Materialeigenschaften des Stahlblechs weiterhin verringern. Die Vorblechkantenwärmeeinheit und die Vorblechwärmeeinheit sind vorzugsweise Induktionserwärmer.
Betreffend die Vorgehensweise der Nutzung der Wärmeeinheiten wird vorzugsweise der Temperaturunterschied in Breitenrichtung zuerst durch die Vorblechkantenwärmeeinheit korrigiert. Obwohl die Wärmemenge von der Stahlzusammensetzung abhängig ist, kann die Temperaturverteilung in Breitenrichtung bei dem Fertiggesenk-Eingang vorzugsweise auf den Bereich von ungefähr 20°C oder weniger festgelegt werden. Als nächstes wird der Temperaturunterschied in Längsrichtung durch die Vorblechwärmeeinheit korrigiert. Zu diesem Zeitpunkt wird die Wärmemenge vorzugsweise derart festgelegt, dass die Temperaturen an den Enden in Längsrichtung ungefähr 20°C höher als die Temperatur in der Mitte sind.
Endlieferungstemperatur: 800°C oder mehr
Um ein homogenes, feines warmgewalztes Ausgangsblechgefüge zu erhalten, ist die Endlieferungstemperatur FDT 800°C oder mehr. Mit einer FDT von weniger als 800°C wird das Gefüge des Stahlblechs inhomogen und das verarbeitete Gefüge verbleibt teil weise um eine Heterogenität des Gefüges nach dem Glühungsschritt des kaltgewalzten Blechs zurückzulassen. Folglich wird die Gefahr zum Verursachen von unterschiedlichen Problemen beim Pressformen erhöht. Wenn eine hohe Aufwickeltemperatur zum Verhindern des Verbleibs der verarbeiteten Struktur benutzt wird, werden vergröberte Kristallkörner erzeugt, um das gleiche Problem wie oben beschrieben hervorzurufen. Mit der hohen Aufwickeltemperatur wird die Menge an gelöstem N signifikant verringert, was Schwierigkeiten beim Erhalt einer Zielzugfestigkeit von 440 MPa oder höher verursacht. Deshalb ist die Endlieferungstemperatur FDT 800°C oder mehr. Um die mechanischen Eigenschaften weiterhin zu verbessern, ist FDT vorzugsweise 820°C oder mehr. Obwohl die obere Grenze von FDT nicht beschränkt ist, tritt eine Zundermarke (scal scare) bei übermäßig hoher FDT signifikant ein. Die FDT ist vorzugsweise bis zu ungefähr 1000°C.
Obwohl Abkühlen nach Endwalzen nicht besonders beschränkt ist, sind die unten beschriebenen Bedingungen im Hinblick auf Homogenität der Materialeigenschaften des Stahlblechs in Längsrichtung und Breitenrichtung davon zu bevorzugen. Bei der vorliegenden Erfindung wird Abkühlen vorzugsweise unmittelbar nach (innerhalb 0,5 Sekunden nach) Endwalzen initiiert und die durchschnittliche Abkühlrate beim Abkühlen ist vorzugsweise 40°C/Sek. oder mehr. Durch Erfüllen dieser Bedingungen kann das Stahlblech schnell in den hohen Temperaturbereich abgekühlt werden, wo AlN ausfällt, um N wirksam in einem Festlösungszustand zu gewährleisten. Wenn die Anfangszeit des Abkühlens oder die Abkühlrate nicht die oben angegebenen Bedingungen erfüllt, schreitet Kornwachstum übermäßig fort, um somit das Erzielen von feinen Kristallkörnern zu verfehlen, und AlN-Ausfällung aufgrund von Formänderungsarbeit durch Walzen zu fördern. Deshalb neigt die Menge an gelöstem N dazu, sich zu verringern und das Gefüge neigt dazu, inhomogen zu werden. Um die Homogenität der Materialeigenschaften und Form zu gewährleisten, wird die Abkühlrate vorzugsweise bei 300°C/Sek. oder weniger beibehalten.
Aufwickeltemperatur: 800°C oder weniger
Die Festigkeit des Stahlblechs neigt zu Erhöhung, wenn die Aufwickeltemperatur (CT) verringert wird. Um die Zielzugfestigkeit TS von 440 MPa oder mehr zu gewährleisten, ist die CT 800°C oder weniger. Mit einer CT von weniger als 200°C wird die Form des Stahlblechs leicht gestört, um die Gefahr der Verursachung von Problemen während ei ner Bearbeitung zu erhöhen, wodurch die Homogenität der Materialeigenschaften verschlechtert wird. Deshalb ist die CT vorzugsweise 200°C oder mehr. Wenn die Homogenität der Materialeigenschaften erforderlich ist, ist die CT vorzugsweise 300°C oder mehr und besonders bevorzugt 350°C oder mehr. Bei der vorliegenden Erfindung, kann beim Endwalzen, Schmierwalzen zum Verringern der Warmwalzlast durchgeführt werden. Das Schmierwalzen hat die Wirkung, die Form und die Materialeigenschaften des warmgewalzten Blechs weiterhin zu homogenisieren. Während des Schmierwalzens ist der Reibungskoeffizient vorzugsweise in dem Bereich von 0,25 bis 0,10. Durch Kombinieren von Schmierwalzen und kontinuierlichem Walzen wird der Arbeitsvorgang des Warmwalzens weiterhin stabilisiert.
Das den oben beschriebenen Warmwalzschritt unterworfene warmgewalzte Blech wird dann gebeizt und in dem Kaltwalzschritt zum Formen eines kaltgewalzten Blechs kaltgewalzt.
Die Beizbedingungen können dieselben wie konventionell bekannte Bedingungen sein und sind nicht beschränkt. Wenn das Zunder (scale) des warmgewalzten Blechs extrem dünn ist, kann Kaltwalzen unmittelbar nach Warmwalzen ohne Beizen durchgeführt werden.
Kaltwalzbedingungen können dieselben wie die konventionell bekannten Bedingungen sein und sind nicht beschränkt. Um die Homogenität des Gefüges sicherzustellen, ist das Reduktionsverhältnis des Kaltwalzens vorzugsweise 40% oder mehr. Die Gründe zum Beschränken der Bedingungen des Kaltwalzschrittes sind unten beschrieben.
Das kaltgewalzte Blech wird dann dem Glühungsschritt des kaltgewalzten Blechs, umfassend Kistenglühen und Durchlaufglühen, unterworfen.
Kistenglühungstemperatur: die Rekristallisationstemperatur bis 800°C
Bei der vorliegenden Erfindung wird das kaltgewalzte Blech Kistenglühen zum Kontrollieren des Aggregationsgefüges der Ferritphase als eine Basis unterworfen. Durch Kontrollieren des Aggregationsgefüges der Ferritphase kann der r-Wert des hergestellten Blechs erhöht werden. Durch Kistenglühen wird das (111) Aggregationsgefüge, welches zum Erhöhen des r-Wertes geeignet ist, einfach in dem hergestellten Blech erzeugt.
Mit der Kistenglühungstemperatur von weniger als die Rekristallisationstemperatur wird Rekristallisation nicht vollendet, und die Kontrolle des Aggregationsgefüges der Ferritphase misslingt, wodurch die Erhöhung des r-Wertes missglückt. Andererseits treten Oberflächendefekte signifikant bei einer Kistenglühungstemperatur von über 800°C in dem Stahlblech auf, wodurch das Erzielen des Ursprungszwecks verfehlt wird. Kistenglühen wird vorzugsweise in einer Glühungsatmosphäre enthaltend ein Stickstoffgas als ein Hauptbestandteil und 3 bis 5% eines Wasserstoffgases durchgeführt. In diesem Fall können die Erwärmungs- und Abkühlungsraten die gleichen wie bei normalem Kistenglühen sein und sind ungefähr 30°C/Stunde. Durch Nutzung von 100% Wasserstoffgas als ein Glühatmosphärengas können die höheren Erwärmungs- und Abkühlungsraten benutzt werden.
Durchlaufglüh-Temperatur: Ac₁-Umwandlungspunkt bis (Ac₃-Umwandlungspunkt – 20°C)
Mit der Durchlaufglüh-Temperatur von weniger als der Ac₁-Umwandlungspunkt wird die Martensitphase nach Glühen nicht geformt, wobei mit der Durchlaufglüh-Temperatur von über (Ac₃-Umwandlungspunkt – 20°C) das beim Kistenglühen erwünschte, geformte Aggregationsgefüge aufgrund der Umwandlung verloren geht, wodurch der Erhalt des Produktblechs mit einem hohen r-Wert misslingt. Deshalb ist die Durchlaufglüh-Temperatur Ac₁-Umwandlungspunkt bis (Ac₃-Umwandlungspunkt – 20°C). Die Beibehaltungszeit des Durchlaufglühens ist vorzugsweise so kurz wie möglich, um die Produktionseffizienz, das feine Gefüge und die Menge an gelöstem N zu gewährleisten. Im Hinblick auf die Stabilität des Arbeitsvorgangs ist die Beibehaltungszeit vorzugsweise 10 Sekunden oder mehr. Um das feine Gefüge und die Menge an gelöstem N zu gewährleisten, ist die Beibehaltungszeit außerdem vorzugsweise 120 Sekunden oder weniger. In Hinblick auf die Stabilität der Materialeigenschaften ist die Beibehaltungszeit vorzugsweise 20 Sekunden oder mehr.
Abkühlen nach Durchlaufglühen: Abkühlen auf den Temperaturbereich von 500°C oder weniger bei einer Abkühlrate von 10 bis 300°C/Sek.
Abkühlen nach Durchwärmen durch Durchlaufglühen ist zum Erzeugen von feinem Gefüge, Formen der Martensitphase und Gewährleisten der Menge an gelöstem N wichtig. Bei der vorliegenden Erfindung wird Abkühlen kontinuierlich auf den Temperaturbereich von wenigstens 500°C oder weniger bei einer Abkühlrate von 10°C/Sek. oder mehr durchgeführt. Mit einer Abkühlrate von weniger als 10°C/Sek. kann eine notwenige Menge an Martensitphase, ein homogenes feines Gefüge und eine ausreichende Menge an gelöstem N nicht erhalten werden. Bei einer Abkühlrate von über 300°C/Sek. verschlechtert sich andererseits die Homogenität der Materialeigenschaften des Stahlblechs in Breitenrichtung, aufgrund einer signifikanten Erhöhung der Menge an übersättigtem gelöstem C. Wenn die Endtemperatur des Abkühlens bei einer Abkühlrate von 10 bis 300°C/Sek. nach Durchlaufglühen 500°C überschreitet, kann eine Verfeinerung des Gefüges nicht erhalten werden.
Überalterungsbedingung: Beibehaltung in dem Temperaturbereich von 350°C zu der Abkühlungs-Haltetemperatur für 20 Sekunden oder mehr anschließenden zum Abkühlen nach Durchlaufglühen
Überalterung kann durch Beibehalten in dem Temperaturbereich von 350°C bis zu der Abkühlungs-Haltetemperatur für 20 Sekunden oder mehr anschließend zu dem Ende des Abkühlens nach Durchwärmen durch Durchlaufglühen durchgeführt werden. Durch Überaltern kann die Menge an gelöstem C selektiv verringert werden, während die Menge an gelöstem N beibehalten wird. Mit dem Beibehaltungstemperaturbereich von weniger als 350°C ist eine lange Zeit zum Verringern der Menge an gelöstem C erforderlich, um eine Reduktion der Produktivität zu verursachen. Deshalb ist der Temperaturbereich vorzugsweise 350°C oder mehr.
Durch Beibehaltung in dem Temperaturbereich von 350°C zu der Abkühlungs-Haltetemperatur für 20 Sekunden oder mehr kann die Menge an gelöstem C verringert werden, um einen höheren Grad an Nicht-Alterungseigenschaften bei Raumtemperatur zu erzielen. Durch Erhöhen der Beibehaltungszeit können weitere Verbesserungen erwartet werden, aber die Wirkung ist mit der Beibehaltungszeit von ungefähr 120 Sekunden gesättigt. Deshalb ist die Beibehaltungszeit vorzugsweise 120 Sekunden oder weniger.
Um eine große Menge an Reckalterung zu erhalten, ist es vorteilhaft, entweder gelösten C oder gelösten N zu benutzen. Durch Nutzung von gelöstem C wird jedoch Alterungsverschlechterung bei Raumtemperatur signifikant, wodurch die Bauteile, für welche das Stahlblech benutzt werden kann, beschränkt sind. Deshalb wird Überaltern vorzugsweise mit ausreichender Menge an gelöstem N zu sicherstellenden, N durchgeführt, um somit ein Reckalterungsstahlblech mit Vielfältigkeit zu erzeugen.
Beim Herstellen eines hochfesten, kaltgewalzten beschichteten Stahlblechs umfassend ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech und eine auf der Oberfläche davon geformte feuerverzinkte Schicht kann Durchlaufglühen nach Kistenglühen in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsstraße umfassend Feuerverzinken anschließend zu Abkühlen nach Durchlaufglühen oder weiteres Legieren zum Erzeugen eines feuerverzinkten Stahlblechs durchgeführt werden.
Nachwalzen oder Höhenverarbeitung: Dehnung von 0,2 bis 15
Bei der vorliegenden Erfindung kann Nachwalzen oder Höhenverarbeitung (leveler processing) anschließend zu dem Kaltwalzschritt durchgeführt werden, um die Form und die Rauheit zu korrigieren. Wenn die gesamte Dehnung des Nachwalzens oder der Höhenverarbeitung weniger als 0,2% ist, kann der erwünschte Zweck zum Korrigieren der Form und Kontrollieren der Rauheit nicht erzielt werden. Andererseits wird bei einer Gesamten Dehnung von über 15% die Duktilität signifikant verschlechtert. Es wird bestätigt, dass das Verarbeitungssystem des Nachwalzens sich von dem der Höhenverarbeitung unterscheidet, aber die Wirkungen der beiden Systeme sind im wesentlichen die gleichen. Nachwalzen und Höhenverarbeitung sind nach Galvanisieren effektiv.
Als Bezugnahme werden nun Umformungsbedingungen und Bedingungen zum anschließenden Wärmebehandeln zum Erhöhen der Festigkeit, wenn das Stahlblech der vorliegenden Erfindung geformt wird, beispielsweise pressgeformt wird, beschrieben. Wenn das Stahlblech der vorliegenden Erfindung Pressbearbeitung, beispielsweise Tiefziehen, unterworfen wird, ist die durch die Pressbearbeitung eingeführte Belastung (strain) mehrere Prozent bis mehrere zig Prozent. Obwohl die Belastungsmenge sich mit geformten Bauteilen ändert, wird eine Belastung von ungefähr 5 bis 10% in einer inneren Platte und einem Strukturbauteil in dem Kraftfahrzeugsgebiet hervorgerufen.
Diese Kraftfahrzeugbauteile sind wärmebehandelt durch Beschichten und Baking. Bei dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann jedoch die Festigkeit eines geformten Produkts wirksam nach Wärmebehandlung erhöht werden. Bei der vorliegenden Erfindung, als ein Verfahren zum Auswerten der Brennhärtbarkeit in einem Labor, wird ein Zugversuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 Größe von dem Stahlblech in Walzrichtung erhalten und eine 10%ige Zugverformung wird an dem Zugversuchsprobestück durch eine Zugfestigkeitsprüfmaschine angelegt. Dann wird das Probestück wärmebehandelt und nochmals einem Zugversuch unterworfen. Insbesondere wenn Eigenschaften nach der Wärmebehandlung in einem Niedrigtemperaturbereich ausgewertet werden, enthalten die Wärmebehandlungsbedingungen 120°C und 20 Minuten. Bei diesem Versuch werden die Eigenschaften des vollendeten Abschnitts nach Wärmebehandlung anschließend zu Pressformen ausgewertet.
Und zwar werden bei der vorliegenden Erfindung der Unterschied (ΔTS) zwischen der Zugfestigkeit des Probestücks nach Anlegen einer Zugverformung und Wärmebehandlung und die Zugfestigkeit eines Produkts ist als die Eigenschaft der Festigkeitszunahme der Wärmebehandlung definiert.
Um die Festigkeit des geformten Produkts zu erhöhen, ist die durch Umformung eingeführte Belastungsmenge oder die Wärmebehandlungstemperatur nach Verarbeitung vorzugsweise so hoch wie möglich.
Mit dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann, wenn die Menge an angelegter Belastung ungefähr 5 bis 10% ist, die Festigkeit ausreichend erhöht werden, sogar mit einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von weniger als die konventionelle Wärmebehandlung, d. h. einer Temperatur von 200°C oder weniger nach Umformen. Mit einer Wärmebehandlungstemperatur von weniger als 120°C kann jedoch die Festigkeit mit der angelegten niedrigen Belastung nicht ausreichend erhöht werden. Andererseits schreitet die Erweichung mit der Wärmebehandlungstemperatur von über 350°C nach Umformen fort. Deshalb ist die Temperatur der Wärmebehandlung nach Umformen vorzugsweise ungefähr 120 bis 350°C.
Das Erwärmungsverfahren ist nicht beschränkt und Heizgaserwärmung, Infrarotofenerwärmung, Warmbaderwärmung, Gleichstromerwärmung, Induktionserwärmung und der gleichen können benutzt werden. Alternativ wird lediglich ein Abschnitt, bei dem eine Erhöhung der Festigkeit erwünscht wird, selektiv erwärmt.
Beispiele
In den nachfolgenden Beispielen wurden die Menge an gelöstem N, das Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, der r-Wert, Reckalterungseigenschaften und Alterungseigenschaften geprüft. Die Prüfungsverfahren waren wie folgend:
(1) Menge an gelöstem N
Die Menge an gelöstem (dissolved) N wurde durch Subtrahieren der Menge an ausgefälltem N von der Gesamtmenge an N des Stahls, bestimmt durch chemische Analyse, bestimmt. Die Menge an ausgefälltem N wurde durch ein Analyseverfahren durch Nutzung eines Gleichspannungselektrolytverfahrens bestimmt.
(2) Mikrogefüge
Ein Versuchsprobestück wurde von jedem der kaltgewalzten glühbehandelten Stahlbleche erhalten und das Mikrogefüge eines Abschnitts (C-Abschnitt) senkrecht zu der Walzrichtung wurde mit einem optischen Mikroskop oder einem Rasterelektronenmikroskop abgebildet. Dann wurde der Anteil des Ferritgefüges und der Typ und der Gefügeanteil einer zweiten Phase durch eine Abbildanalysevorrichtung bestimmt.
(3) Kristallkorndurchmesser
Bei der vorliegenden Erfindung ist der Wert, der als durchschnittlicher Kristallkorndurchmesser benutzt wird, der höhere Wert von dem Wert, der aus einer Fotografie eines Teilgefüges durch ein Quadraturverfahren, definiert durch ASTM, berechnet wird und dem Nennwert, bestimmt durch ein Höheverfahren, definiert durch ASTM (siehe beispielsweise Umemoto u. a.: Heat Treatment, 24 (1984), Seite 334).
(4) Festigkeitseigenschaften
Ein Versuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 wurde von jedem kaltgewalzten glühbehandeltem Stahlblech in Walzrichtung erhalten und ein Zugversuch wurde mit einer Umformgeschwindigkeit von 3 × 10^–3/Sek. gemäß den Bestimmungen von JIS Z 2241 zum Bestimmen der Fließspannung YS, Zugfestigkeit TS und Dehnung EI durchgeführt.
(5) Reckalterungseigenschaft
Ein Versuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 wurde von jedem der kaltgewalzten glühbehandelten Stahlbleche in Walzrichtung erhalten und eine Zugverformung von 5% wurde als eine Vorverformung angelegt. Dann wurde das Probestück einer Wärmebehandlung entsprechend Beschichten und Baking für 20 Minuten bei 170°C unterworfen und ein Zugversuch mit einer Umformgeschwindigkeit von 3 × 10^–3/Sek. wurde durchgeführt, um die Festigkeitseigenschaften (Fließspannung TSBH, Zugfestigkeit TSBH) zu bestimmen. Dann wurde BH-Menge = YSBH – YS5% und ΔTS = TSBH – TS berechnet. YS5% bezeichnet Umform-Widerstand bei 5%iger Vorverformung des hergestellten Blechs, YSBH und TSBH bezeichnen jeweils Fließspannung und Zugfestigkeit nach Vorverformung und Wärmebehandlung und TS bezeichnet die Zugfestigkeit des produzierten Blechs.
(6) Messung des r-Werts
Ein Versuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 wurde von jedem der kaltgewalzten und glühbehandelten Stahlbleche in jeweils der Walzrichtung (L-Richtung), der Richtung (D-Richtung) von 45° zu der Walzrichtung und der Richtung (C-Richtung) von 90° zu der Walzrichtung erhalten. Die Breitenrichtungsbelastung und Dickenrichtungsbelastung von jedem der Versuchsprobestücke wurden bestimmt, wenn eine einachsige 15%ige Zugverformung an jedem Probestück angelegt wurde, und der r-Wert von jedem Probestück in jede der Richtungen wurde durch das folgende Verhältnis zwischen der Breitenrichtungsbelastung zu der Dickenrichtungsbelastung bestimmt: r = ln(w/w0)/ln(t/t0)(wobei w0 und t0 die Breite und Dicke eines Probestücks vor dem Versuch bezeichnen und w und t die Breite und Dicke eines Probestücks nach dem Versuch bezeichnen).
Der Durchschnittswert wurde durch die folgende Gleichung bestimmt: rmean = (rL + 2rD + rD)/4wobei rL den r-Wert in Walzrichtung (L-Richtung) bezeichnet, rD den r-Wert in die Richtung (D-Richtung) von 45° zu der Walzrichtung bezeichnet und rL den r-Wert in die Richtung (C-Richtung) von 90° zu der Walzrichtung bezeichnet. Um die Genauigkeit des Experimentes zu erhöhen, wurden Berechnungen durch Nutzung von Veränderungen in Dehnungsbelastung und Belastung in Breitenrichtung unter der Annahme, dass das Volumen konstant ist, durchgeführt.
(7) Alterungseigenschaften
Ein Versuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 wurde von jedem der kaltgewalzten glühbehandelten Stahlbleche in Walzrichtung erhalten und dann einer Alterung für 200 Stunden bei 50°C gefolgt von einem Zugversuch unterworfen. Der Unterschied der Fließdehnung ΔY – EI zwischen vor und nach Alterung wurde von den erhaltenen Ergebnissen zum Auswerten der Alterungseigenschaften bei normalen Temperaturen bestimmt. Wenn ΔY – EI Null war, wurde ausgewertet, dass das Probestück Nicht-Alterungseigenschaften und exzellenten natürlichen Alterungswiderstand hat.
(8) Zugfestigkeit nach Umformen und Wärmebehandeln
Ein Versuchsprobestück gemäß JIS Nr. 5 wurde von jedem der produzierten Bleche in Walzrichtung erhalten und dann wurde eine Vorbelastung von 10% daran angelegt. Danach wurde Wärmebehandlung für 20 Minuten bei einer konventionellen Wärmebehandlungstemperatur von 120°C und einer Temperatur von 170°C entsprechend Beschichten und Baking durchgeführt und dann wurde die Zugfestigkeit bestimmt.
(9) Verringerung (ΔEI) der gesamten Dehnung durch natürliches Altern
Die Verringerung (ΔEI) der gesamten Dehnung durch natürliches Altern wurde als der Unterschied zwischen der Insgesamt mit einem Probestück von JIS Nr. 5 gemessenen Dehnung, erhalten von dem hergestellten Blech in Walzrichtung, und der gesamten Dehnung, gemessen mit einem Probestück gemäß JIS Nr. 5, welches separat von dem produzierten Blech in Walzrichtung nach beschleunigtem Altern (Beibehaltung bei 100°C für 8 Stunden) erhalten wurde, von natürlichem Altern, bestimmt.
Beispiel 1
Beispiele der vorliegenden Erfindung sind nachfolgend beschrieben.
Geschmolzener Stahl mit jeder der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen wurde durch einen Konverter zu einem Block geformt und dann durch ein Stranggießverfahren zu einer Bramme gegossen. Jede der Stahlbrammen wurde erwärmt (in manchen Fällen wurde eine warme Bramme ausgestoßen) und unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen zu einem Vorblech vorgewalzt. Das Vorblech wurde dann durch den Warmwalzschritt umfassend Endwalzen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen zum Formen eines warmgewalzten Blechs warmgewalzt. Mit einigen der Vorbleche wurden die benachbarten Vorbleche durch das Schmelzschweißverfahren verbunden und dann kontinuierlich gewalzt.
Jedes der resultierenden warmgewalzten Bleche wurde in dem Kaltwalzschritt, umfassend Beizen und Kaltwalzen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen zum Formen eines kaltgewalzten Blechs, kaltgewalzt. Jedes der somit erhaltenen kaltgewalzten Bleche wurde kistengeglüht und dann unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen durchlaufgeglüht. Einige der kaltgewalzten Bleche wurden nach dem Glühungsschritt der kaltgewalzten Bleche nachgewalzt. Kistenglühen muss nicht zwingend ausgeführt werden. In allen Fällen war die Glühungstemperatur des Kistenglühens die Rekristallisationstemperatur oder höher.
Die somit erhaltenen kaltgewalzten Glühungsbleche wurden im Hinblick auf die Menge an gelöstem N, das Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, den r-Wert, Reckalterungseigenschaft und Alterungseigenschaft untersucht.
Die Oberflächen der Stahlbleche gemäß Nr. 17 und 18 wurden durch Feuerverzinken in einer in-line nach Durchlaufglühen, wie in Tabelle 2 gezeigt, zum Formen von beschich teten Stahlblechen beschichtet. Die beschichteten Stahlbleche wurden auch im Hinblick auf die gleichen Eigenschaften wie oben beschrieben untersucht.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angezeigt.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung haben exzellente Duktilität, extrem hohe, stabile BH-Menge und ΔTS, exzellente Reckalterungseigenschaft, einen durchschnittlichen r-Wert von 1,2 und natürliche Nicht-Alterungseigenschaften. Die Eigenschaften der feuerverzinkten Stahlbleche gemäß Nr. 17 und 18, wie in Tabelle 3 gezeigt, sind im wesentlichen die gleichen, wie die der kaltgewalzten Stahlbleche, welche Durchlaufglühen unterworfen wurden. Andererseits ist bei den Vergleichsbeispielen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung die Duktilität verschlechtert, die BH-Menge und ΔTS gering oder eine Alterungsverschlechterung tritt signifikant ein. Deshalb haben die Vergleichsbeispiele nicht alle der beabsichtigten Eigenschaften und können somit nicht als Stahlbleche mit ausreichenden Eigenschaften erachtet werden.
Stahlblech Nr. 11 enthält C und N in Mengen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung und hat eine Menge an gelöstem N und eine Martensitmenge unterhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Deshalb ist die BH-Menge und ΔTS verringert, und ΔY – EI ist erhöht. Stahlblech Nr. 12 enthält Al, N/Al und N außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung und hat eine Menge an gelöstem N unterhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung und der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser von Ferrit von höher als der Bereich der vorliegenden Erfindung. Deshalb sind die BH-Menge und ΔTS verringert und ΔY – EI ist erhöht.
Bei Stahlblech Nr. 13 ist die Brammen-Erwärmungstemperatur und die Endlieferungstemperatur FDT außerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung, die Menge an gelöstem N und die Menge an Martensit sind unterhalb der Bereiche der vorliegenden Erfindung und der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser von Ferrit ist höher als der Bereich der vorliegenden Erfindung. Deshalb sind der r-Wert, die BH-Menge und ΔTS verringert. Bei Stahlblech Nr. 14 ist die Aufwickeltemperatur nach Warmwalzen außerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung, die Menge an gelöstem N und die Menge an Martensit sind unterhalb der Bereich der vorliegenden Erfindung und der durchschnittli che Kristallkorndurchmesser von Ferrit ist höher als der Bereich der vorliegenden Erfindung. Deshalb sind der r-Wert, die BH-Menge und ΔTS verringert.
Bei Stahlblech Nr. 15 ist die Durchlaufglühungstemperatur außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, Martensit wurde nicht gebildet und der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser von Ferrit ist höher als der Bereich der vorliegenden Erfindung. Deshalb ist die BH-Menge und ΔTS verringert und ΔY – EI ist erhöht. Bei Stahlblech Nr. 16 wurde Kistenglühen nicht durchgeführt, und somit missglückte der Erhalt des erwünschten Aggregationsgefüges, wodurch der r-Wert verschlechtert wurde. Auch sind der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser von Ferrit und das Flächenverhältnis von Martensit außerhalb der Bereiche der vorliegenden Erfindung.
Beispiel 2
Stahl mit der in Tabelle 4 gezeigten Zusammensetzung wurde zu einer Bramme durch das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 geformt und dann unter den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen erwärmt und vorgewalzt, um ein Vorblech mit einer Dicke von 30 mm zu formen. Das Vorblech wurde durch den Warmwalzschritt, umfassend Endwalzen unter den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen, zum Formen eines warmgewalzten Blechs, warmgewalzt. Mit einigen der Vorbleche wurden die benachbarten Vorbleche an der Fertigungsgesenkeingangsseite nach Vorwalzen miteinander durch Schmelzschweißverfahren verbunden und dann kontinuierlich gewalzt. Die Temperaturen der Enden der Vorbleche wurden in Breitenrichtung und Längsrichtung durch Nutzung einer Vorblechkantenwärmeeinheit des Induktionserwärmungstyps und Vorblechwärme des Induktionserwärmungstyps kontrolliert.
Das somit erhaltene warmgewalzte Blech wurde durch den Kaltwalzschritt, umfassend Beizen und Kaltwalzen unter den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen, zum Formen eines kaltgewalzten Blechs mit einer Dicke von 1,6 mm kaltgewalzt. Dann wurde das kaltgewalzte Blech kistengeglüht und dann durch einen Durchlaufglühungsofen unter den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen durchlaufgeglüht. In allen Fällen ist die Glühungstemperatur des Kistenglühens die Rekristallisationstemperatur oder höher.
Das somit erhaltene glühbehandelte kaltgewalzte Blech wurde im Hinblick auf die Menge an gelöstem N, das Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, den r-Wert und Reckalterungseigenschaft durch dieselben Verfahren wie in Beispiel 1 geprüft. Die Festigkeitseigenschaft von jedem der kaltgewalzten glühbehandelten Bleche wurden an 10 Positionen in jede der Breitenrichtung und der Längsrichtung zum Untersuchen der Variationen der Fließfestigkeit, Zugfestigkeit und Dehnung gemessen. Die Variation wird durch einen Unterschied zwischen dem Maximum und Minimum von allen Messungen, beispielsweise δYS = (Maximum von YS) – (Minimum von YS) gezeigt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 angegeben.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung haben exzellente Reckalterungseigenschaft und einen hohen r-Wert und weisen eine extrem hohe, stabile BH-Menge, ΔTS und durchschnittlichen r-Wert unabhängig von Variationen der Herstellungsbedingungen auf. Man hat auch gesehen, dass bei den Beispielen der vorliegenden Erfindungen durch Durchführen von kontinuierlichem Walzen und Kontrollieren der Temperatur des Vorblechs in Längsrichtung und Breitenrichtung, die Genauigkeit der Dicke und der Farm des hergestellten Stahlblechs verbessert wurden und Unterschiede der Materialeigenschaften verringert wurden.
Industrielle Anwendbarkeit
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein kaltgewalztes Stahlblech erhalten werden, bei welchem TS durch Pressformen und Wärmebehandeln wesentlich erhöht wird, während exzellente Tiefziehbarkeit bei Pressformen beibehalten wird. Das kaltgewalzte Stahlblech hat den exzellenten Effekt, beschichtete Stahlbleche durch Elektrogalvanisieren, Feuerverzinken, Legieren-Feuerverzinken industriell herzustellen.

Claims

Ein Hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit einem hohen r-Wert und exzellenter Reckalterungseigenschaft und Alterungsbeständigkeit, umfassend eine Zusammensetzung, in Gew.-%: C: 0,025 bis 0,15%; Si: 1,0% oder weniger; Mn: 2,0% oder weniger; P: 0,08% oder weniger; S: 0,02% oder weniger; Al: 0,02% oder weniger; und N: 0,0050 bis 0,0250%; wobei N/Al 0,30 oder mehr ist, die Menge an gelöstem N 0,0010% oder mehr ist, der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, das Gefüge aus einer Ferritphase mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 10 μm oder weniger bei einem Flächenverhältnis von 80% oder mehr und einer Martensitphase als eine zweite Phase bei einem Flächenverhältnis von 2% oder mehr besteht und der r-Wert 1,2 oder mehr ist.
Ein Hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, wobei die Zusammensetzung ferner wenigstens eine der folgenden Gruppen d bis g umfasst: Gruppe d: wenigstens eine von Cu, Ni, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger; Gruppe e: wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger; Gruppe f: 0,0030% oder weniger an B; und Gruppe g: eine oder beide von Ca und REM in einer Gesamtmenge von 0,0010 bis 0,010%, anstelle von Fe.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit einem r-Wert von 1,2 oder mehr und exzellenter Reckalterungseigenschaft und Alterungsbeständigkeit, umfassend: den Warmwalzschritt zum Vorwalzen einer Stahlbramme durch Erwärmen auf eine Brammen-Erwärmungstemperatur von 1000°C oder mehr zum Formen eines Vorblechs, Endwalzen des Vorblechs, so dass die Endlieferungstemperatur 800°C oder mehr ist und Aufwickeln des endgewalzten Blechs bei einer Aufwickeltemperatur von 800°C oder weniger zum Formen eines warmgewalzten Blechs; den Kaltwalzschritt zum Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs zum Formen eines kaltgewalzten Blechs; und den Glühschritt des kaltgewalzten Blechs von Kistenglühen des kaltgewalzten Blechs bei einer Glühungstemperatur der Rekristallisationstemperatur bis 800°C, dann Durchlaufglühen des geglühten Blechs bei einer Glühungstemperatur von Ac₁-Umwandlungspunkt bis Ac₃-Umwandlungspunkt – 20°C und dann Abkühlen des Blechs auf den Temperaturbereich von 500°C oder weniger bei einer Abkühlrate von 10 bis 300°C/Sek.; wobei die Stahlbramme eine Zusammensetzung nach Anspruch 1 hat.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs nach Anspruch 3, bei dem anschließend zum Abkühlen nach dem Durchlaufglühen ferner Überaltern in einem Temperaturbereich von 350°C zu der Abkühlschritttemperatur für eine Haltezeit von 20 Sekunden oder mehr durchgeführt wird.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs nach Anspruch 3 oder 4, wobei die Zusammensetzung ferner wenigstens eine der folgenden Gruppen d bis g, in Gew.-%, umfasst: Gruppe d: wenigstens eine von Cu, Ni, Cr und Mo in einer Gesamtmenge von 1,0% oder weniger; Gruppe e: wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von 0,1% oder weniger; Gruppe f: 0,0030% oder weniger an B; und Gruppe g: eine oder beide von Ca und REM in einer Gesamtmenge von 0,0010 bis 0,010%, anstelle von Fe.