DE69323441T2

DE69323441T2 - Herstellung von hoch zugfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Streckbördel-Verformfähigkeit

Info

Publication number: DE69323441T2
Application number: DE69323441T
Authority: DE
Inventors: Kouichi C/O Chiba Works Chiba-Shi Chiba 260 Hirata; Masahiko C/O Kawasaki Steel Corporation Chiba-Shi Chiba 260 Morita; Tsuguhiko C/O Mizushima Works Mizushima Kurashiki-Shi Okayama 712 Nakagawa; Susumu Kawasaki Steel Corporation Chiba-Shi Chiba 260 Okada; Susumu C/O Kawasaki Steel Corporation Chiba-Shi Chiba 260 Sato
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1992-03-06
Filing date: 1993-03-05
Publication date: 1999-06-24
Anticipated expiration: 2013-03-06
Also published as: EP0559225B1; KR960014515B1; US5332453A; US5382302A; EP0559225A1; KR930019846A; DE69323441D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

[Sachgebiet der Erfindung]

Diese Erfindung bezieht sich auf die Herstellung eines hochfesten Stahlblechs, das gegen Bruch und die Erzeugung von Rissen an Blechendoberflächen während einer Locherweiterung durch Stanzen oder dergleichen widerstandsfähig ist. Ein solches Stahlblech wird hier als ein solches bezeichnet, das eine ausgezeichnete Streckbördel-Verformfähigkeit besitzt.

[Beschreibung des in Bezug stehenden Stands der Technik]

Heutzutage ist eine Gewichtsverringerung durch Verstärkung eine wichtige Charakteristik von Stahlblechen, die dazu vorgesehen sind, einer Bearbeitung ausgesetzt zu werden.
Um ein Stahlblech, das zur Bearbeitung vorgesehen ist, zu verstärken, wird allgemein ein Verstärkungsverfahren einer 2. Phase eingesetzt, das das sogenannte Stahlblech der 2. Phase verwendet. Ein solches verfestigtes Blech der 2. Phase übertrifft sich nicht nur in der Balance zwischen Festigkeit und Duktilität, sondern auch in solchen Eigenschaften, wie Streckverhältnis (YR = YS/TS) und langer Lebensdauer, wobei YR Streckverhältnis bedeutet, Y5 Umformfestigkeit bedeutet und TS Zugfestigkeit bedeutet.
Ein Problem mit solchen herkömmlichen, in der 2. Phase verstärkten Stählen ist dasjenige, daß sie dann, wenn sie einer Preßbearbeitung, die eine Streckbördelung einsetzt, unterworfen werden, wie in dem Fall einer Locherweiterung, einem Reißen aufgrund von Rissen in deren Endoberflächen unterliegen, da sie keine ausreichende Streckbördel-Formfähigkeit besitzen.
Als ein Mittel zum Überwinden des Problems ist ein Verfahren in der japanischen Patentoffenlegung No. 61-48520 vorgeschlagen worden, das eine Kombination einer Reduktion in der 2. Phase, eine geringe Verteilung davon, eine Verbesserung in den Oberflächeneigenschaften, usw., aufweist. Allerdings führt eine solche Kombination optimierter Faktoren nur in einer Verkomplizierung der Prozeßsteuervorgänge. Weiterhin hilft dies nicht dabei, zu verhindern, daß eine Verschlechterung in die 2. Phase eingeführt wird, wobei diese Verschlechterung einen verschlechternden Faktor einer Streckbördel-Verformfähigkeit darstellt. Demzufolge kann keine große Verbesserung von dem vorgeschlagenen Verfahren erwartet werden.
In der JP-A-63-038 556 ist die Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs zum Tiefziehen vorgeschlagen, das einen exzellenten Widerstand in Bezug auf ein sekundäres Reißen des Werkstücks besitzt. In diesem Stahlblech sind die Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte durch Hinzufügen nur von Titan oder einer Mischung aus Titan und mindestens einem von Niob und Chrom festgelegt und weiterhin wird ein Offenbundglühen zum Bilden karbonisierter Schichten als Oberflächenschichten des Stahlblechs durchgeführt. Dieses Offenbundglühen wird als ein chargenweises Glühen ausgeführt. Aufgrund eines Glühens des Stahlblechs in Form eines Offenbundes werden die karbonisierten Schichten auf der Oberfläche des Stahlblechs durch Karbonisieren mit Atmosphärengas während eines Glühens gebildet. Die Struktur der sich ergebenden Oberflächenschichten weisen feines Ferrit unterschiedlicher Korngrößen auf.
Weiterhin ist aus der JP-A-58-039 736 ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit hoher Zugfestigkeit vom Komposit-Gefüge-Typ bekannt, das eine ausgezeichnete Tiefziehfähigkeit und Gefrierverformfähigkeit besitzt. Gemäß diesem herkömmlichen Verfahren wird die Austenit-Phase selektiv karboniert durch eine Strömung karboniserenden Gases nach einem Aufheizen, um eine Zwei-Phasen-Struktur zu bilden, die Ferrit und Martensit oder Bainit aufweist, um eine Tiefziehfähigkeit und Verformfähigkeit zu verbessern.
Es ist demgemäß eine Aufgabe dieser Erfindung, ein hoch zugfestes Stahlblech zu schaffen, das sich in einer Streckbördel-Verformfähigkeit auszeichnet, wobei ein wichtiges Problem, das den herkömmlichen, in der 2. Phase verfestigten Stählen entgegensteht, d. h. eine schlechte Streckbördel-Verformfähigkeit, überwunden wird, während andere Vorteile herkömmlicher, in der 2. Phase verfestigter Stahlbleche beibehalten werden.
Eine herkömmliche Verschlechterung einer Streckbördel-Verformfähigkeit ist als unvermeidbar in einem in der 2. Phase verfestigten Stahlblech angesehen worden, und zwar aufgrund des Vorhandenseins lokaler Restspannungen, die bewirken, daß das Stahlblech während einer Streckbördelung Risse erzeugt.
Man hat nun entdeckt, daß eine Verschlechterung einer Streckbördel-Verformfähigkeit durch Kontrollieren der Dichteverteilung der 2. Phase, wenn sie sich von der Mitte aus und zu der äußeren Oberfläche des Blechs ausdehnt, und zwar in der Richtung der Blattdicke, abgeschwächt und beseitigt werden kann. Entsprechend ist die Erfindung in Anspruch 1 definiert, wobei bevorzugte Merkmale davon in den abhängigen Ansprüchen angegeben sind.
Die Zielcharakteristikwerte bei der vorliegenden Erfindung sind ein Index-Wert, der ermöglicht, daß das Produkt des Locherweiterungsverhältnisses erhalten, durch den Test, der nachfolgend beschrieben ist, und das Quadrat von TS (TS² x Locherweiterungsverhältnis) 24,0 · 10&sup4;% · kgf²/mm&sup4; oder mehr ist. Abgesehen hiervon sind Charakteristik-Werte wünschenswert, die die nachfolgenden Bedingungen erfüllen: TS ≥ 35 (kg/mm²), TS · EI ≥ 1600 (kgf/mm² · %) und YR ≥ 70(%), und weiterhin, in dem Fall eines kaltgewalzten Stahlblechs, die Bedingung: r-Wert ≥ 1,6.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 zeigt eine graphische Darstellung, die die Balance zwischen TS und der Streckbördel-Verformfähigkeit in Stahlblechen darstellt, unter Verwendung als ein Parameter des Verhältnisses der Volumen-Fraktion der 2. Phase eines Bereichs angrenzend an die Oberfläche des Blechs zu der Volumen-Fraktion eines Bereichs angrenzend an die Dickenmitte des Blechs;
Fig. 2 zeigt ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Karbonisierungsrate und der Verteilung der 2. Phase des Stahls darstellt;
Fig. 3 stellt ein Beispiel eines Wärmebehandlungszyklus in der Praxis der vorliegenden Erfindung dar;
Fig. 4 zeigt ein Diagramm, das einen Effekt darstellt, der durch eine Niedertemperatur-Retention nach einer Karbonisierung des Stahls erhalten wird;
Fig. 5 stellt ein anderes Beispiel eines Wärmebehandlungszyklus in der Praxis der vorliegenden Erfindung dar;
Fig. 6 zeigt ein schematisches Diagramm, das ein Prinzip darstellt, durch das eine vorbestimmte Verteilung der 2. Phase gemäß dem Verfahren dieser Erfindung erhalten werden kann; und
Fig. 7(a), 7(b), 7(c), 7(d) und 7(e) stellen Wärmebehandlungszyklen gemäß Symbolen Nr. 9 bis 13, die nachfolgend weiter besprochen werden, dar.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN

Es ist festgestellt worden, daß die vorstehenden Vorteile durch Vorsehen eines in der 2. Phase verfestigten Stahls erhalten werden, bei dem die Konzentration der 2. Phase in einer lokalisierten Konfiguration in Bezug auf den Oberflächenbereich des Stahlblechs und seiner Mitte angeordnet wird.
Genauer gesagt berücksichtigt diese Erfindung, daß ein Stahlblech, im Querschnitt genommen, einen inneren Bereich nahe seiner Mitte bzw. seines Zentrums und einen äußeren Bereich dichter zu seiner Oberfläche besitzt. Der "äußere Bereich", wie er in dieser Beschreibung und in den Ansprüchen verwendet ist, ist ein solcher, der sich von der Blechoberfläche zu einer Mittenstelle auf dem halben Weg zwischen der Blechoberfläche und der Mitte des Blechs erstreckt. Umgekehrt ist der "innere Bereich" derjenige, der sich von der Mitte des Blechs zu der Mittenstelle erstreckt, die auf dem halben Weg zwischen der Blechoberfläche und der Mitte des Blechs positioniert ist. Gemäß dieser Erfindung weist der Stahl eine Komposit-Struktur auf, die (A) eine Ferrit-Phase und (B) eine zweite Phase umfaßt, die individuell oder in Kombination Martensit, Bainit, Perlit, Abschreckaustenit oder Niedertemperatur-transformiertes Ferrit aufweist, wobei letzteres wichtige, verfestigende Charakteristika verglichen mit der Ferrit-Phase (A) besitzt.
Die Verteilung der zweiten Phase (B) über einen Querschnitt des Stahlblechs ist von kritischer Wichtigkeit gemäß dieser Erfindung. Genauer gesagt ist die zweite Phase (B) in einer größeren Menge in dem "äußeren Bereich" als in dem "inneren Bereich" vorhanden. Das Verhältnis zwischen der Volumen-Fraktion der zweiten Phase in dem "äußeren Bereich" zu der Volumen-Fraktion der zweiten Phase in dem "inneren Bereich" wird nachfolgend als das Verhältnis R bezeichnet und beträgt mindestens 1,3 oder höher gemäß dieser Erfindung.
Die Ergebnisse eines Basisexperiments, das zu der Entwicklung eines hoch zugfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung führte, wird nun beschrieben werden. Die Beschreibung dieses Beispiels ist nicht dazu vorgesehen, den Schutzumfang der Erfindung zu definieren oder einzuschränken.

Test-Bedingungen:

* Zusammensetzung: 0,0025 bis 0,0036 Gew.-% C (0,04 bis 0,08 Gew.-% C, in dem Fall eines nichtkarbonisierten Stahls zum Vergleich); 0,01 bis 0,30 Gew.-% Si; 0,5 bis 2,0 Gew.-% Mn; 0,01 bis 0,05 Gew.-% P; 0,005 Gew.-% S. 0,03 bis 0,05 Gew.-% AI; 0,04 Gew.-% Ti; und 0,0030 Gew.-% N (Ac, Transformations- bzw. Umwandlungspunkt: 850 bis 910ºC)
* Prozesse:
(1) Stranggießen
(2) Heißwalzen: Plattenheiztemperatur (SRT): 1200ºC
Heißwalz-Endtemperatur (FDT): 900ºC
Aufroll-Temperatur (CT): 650ºC
Endblechdicke: 3,0 mm
(3) Kaltwalzen: Endblechdicke: 0,75 mm
(Reduktion: 75%)
(4) Durchlaufglühen: Heiztemperatur: 800 bis 850ºC
Karbonisierung: für 2 Minuten in einer Atmosphäre, die CO (0,5 bis 25% von CO, 1 bis 10% von H&sub2;, wobei der verbleibende Teil N&sub2; ist, Taupunkt: -40ºC oder weniger) bei einer Temperatur von 600 bis 900ºC enthält. Eine Atmosphäre, die kein CO enthält, wurde auch zum Vergleich verwendet. Kühlrate: 40ºC/sec
(5) Nachwalzen: Reduktion: 0,7%.
In dem vorstehenden Experiment entwickelten solche Beispiele, die einer Hochtemperaturkarbonisierung unterworfen wurden, in deren karbonisierten Bereichen ein Austenit (γ), das eine relativ hohe C-Konzentration besaß. Als Folge wurde dem Volumen der 2. Phase in dem Stahl ermöglicht, in dem Bereich angrenzend an die Oberfläche des Stahlblechs konzentriert zu werden, im Gegensatz dem Bereich angrenzend an die Dickenmitte. In diesem Experiment betrug die Rate, unter der ein Kühlen nach einem Karbonisieren bewirkt wurde, 40ºC/sec, mit der Folge, daß die 2. Phase aus Bainit oder einer Kombination aus Bainit und Martensit bestand.
Die Stahlbleche, die in diesem Experiment erhalten wurden, wurden auch in Bezug auf die Beziehung zwischen der Zugfestigkeit (TS) und der Streckbördel-Verformfähigkeit geprüft. Die Ergebnisse der Prüfung sind in Fig. 1 dargestellt, in der das Symbol R das Verhältnis der Volumen-Fraktion der 2. Phase des "äußeren Bereichs" oder des oberflächennahen Bereichs des Stahls (der der Bereich ist, der sich von der Oberfläche des Stahlblechs bis zu einer Tiefe von einem Viertel der Blechdicke erstreckt) zu der Volumen-Fraktion der 2. Phase des "inneren Bereichs" oder des zentrumnahen Bereichs (der der Bereich ist, der sich von der Tiefe von einem Viertel der Blechdicke zu der Blechdickenmitte erstreckt) darstellt.
Die Volumen-Fraktion R jeder Phase wurde durch eine Abbildung mittels optischem Mikroskop erhalten. Die Evaluierung des Locherweiterungsverhältnisses des Blechs wurde auf das Vergrößerungsverhältnis begründet, das dann erreicht wurde, wenn ein kreisförmiges Loch mit 20 mm im Durchmesser mit einem halbsphärischen Stanzstempel erweitert wurde, der einen Radius von 50 mm besaß, und eine solche Erweiterung wurde fortgeführt, bis Risse in dem Stahlblech erzeugt wurden.
Wie aus Fig. 1 ersichtlich ist, ist, je größer der Wert von R ist, das bedeutet die lokalisiertere 2. Phase war in dem "äußeren Bereich" oder dem oberflächennahen Bereich vorhanden, desto linearer oder gut ausbalancierter war die Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Streckbördel-Verformfähigkeit. In Fig. 1 der Zeichnungen bedeutet der Ausdruck R = ∞, daß dort keine 2. Phase in dem "inneren Bereich" oder dem Bereich nahe der Mitte des Blechs vorhanden war und daß der "innere Bereich" aus einer Einzelphasenstruktur von Ferrit (a) besteht. In diesem Fall war die Balance zwischen der Zugfestigkeit und der Streckbördel-Verformfähigkeit des Blechs am ausgezeichnetesten, obwohl die Zugfestigkeit des Blechs eine Tendenz dazu hatte, etwas niedrig zu sein.
Um die Streckbördel-Verformfähigkeit überragend gegenüber derjenigen der herkömmlichen Komposit-Struktur-Stahlbleche zu erhalten, ist es für die Volumen-Fraktion der 2. Phase des "äußeren Bereichs" oder des oberflächennahen Bereichs notwendig, nicht geringer als ungefähr 1,3-mal höher als die Volumen-Fraktion der 2. Phase des "inneren Bereichs" oder des zentrumnahen Bereichs zu sein.
Es ist nicht völlig klar, warum die lokalisierte Anordnung der 2. Phase, mit Schwerpunkt auf einer Konzentration zu der Oberfläche des Blechs hin, zu einer deutlichen Verbesserung in der Streckbördel-Verformfähigkeit des Blechs führt. Es wird allerdings angenommen, daß eine signifikante Änderung einer Restspannungsverteilung eine signifrkante Rolle spielt.
Ungeachtet des Martensit's und des Bainit's, die vorstehend erwähnt sind, wurde in einem anderen Fall, wo Perlit oder restliches γ-niedertemperatur-transformiertes Ferrit die 2. Phase bildete, eine ähnliche Verbesserung der Streckbördel-Verformfähigkeit beobachtet.
Es wird auch angenommen, daß ein Kontrollieren der Karbonisierungsrate eine wichtige Rolle beim Erreichen eines vorteilhaften Verteilungsverhältnisses R der 2. Phase gemäß dieser Erfindung spielt.
Fig. 2 der Zeichnungen stellt eine Beziehung zwischen einer Karbonisierungsrate und der Verteilung R der 2. Phase dar. Dabei ist die Karbonisierungsrate (ppmC/sec) als die Durchschnittsrate einer Erhöhung des C-Gehalts (%) in dem Stahl in Bezug auf die Gesamtblechdicke (t) (mm) definiert. Es ist aus Fig. 2 ersichtlich, daß es im wesentlichen unmöglich ist, einen R-Wert von 1,3 oder mehr zu erhalten, ohne daß der Wert der (Karbonisierungsrate) · (Blechdicke) (mm) ungefähr 0,9 oder mehr beträgt, das bedeutet, ohne daß die Karbonisierungsrate ungefähr 0,9/(Blechdicke) oder mehr beträgt. Tabelle 1 stellt die Beziehung zwischen (Karbonisierungsrate) · (Blechdicke) (mm) und R in Bezug auf ein Stahlblech dar, mit dem es unmöglich ist, eine 2. Phase ohne Beeinflussung einer Karbonisierung (die die Zusammensetzung besitzt: 0,0020 Gew.-% C; 0,1 Gew.-% Si; 0,7 Gew.-% Mn; 0,04 Gew.-% P; 0,010 Gew.-% S. 0,045 Gew.-% Al; 0,03 Gew.-% Ti; und 0,0025 Gew.-% N) zu erhalten. TABELLE 1
Wie aus Tabelle 1 gesehen werden kann, erscheint keine 2. Phase nahe der Oberfläche des obigen Stahlblechs, ohne daß der Wert von dem Produkt der (Karbonisierungsrate) · (Blechdicke) (mm) ungefähr 0,9 oder mehr beträgt, das bedeutet, ohne daß die Karbonisierungsrate nicht geringer als 0,9 dividiert durch die Blechdicke beträgt.
Weiterhin wurde herausgefunden, daß mit einem solchen Stahlblech, das eine lokalisierte Verteilung der 2. Phase besitzt, eine weitere Verbesserung im Hinblick auf Duktilität und Streckbördel-Verformbarkeit durch darauffolgendes Halten von diesem in einer Atmosphäre bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs von ungefähr 150 bis 550ºC für 30 Sekunden oder mehr erreicht werden kann.
Der Grund für dieses Phänomen wird auf der Basis der Ergebnisse eines weiteren Experiments erläutert werden, das wie folgt im Detail angegeben ist:

Test-Bedingungen:

* Zusammensetzung: 0,0042 Gew.-% ; 0,5 Gew.-% Si; 1,2 Gew.-% Mn, 0,07 Gew.-% P; 0,005 Gew.-% S. 0,036 Gew.-% Al; 0,04 Gew.-% Ti; und 0,0025 Gew.-% N (Ac&sub1; Transformations-Punkt: 920ºC)
* Prozesse:
(1) kontinuierliches Stranggießen
(2) Heißwalzen: Plattenheiztemperatur (SRT): 1200ºC
Heißwalz-Endtemperatur (FDT): 900ºC
Aufroll-Temperatur (CT): 600ºC
Endblechdicke: 3,5 mm
(3) Kaltwalzen: Endblechdicke: 0,9 mm
(Reduktion: 74%)
(4) Durchlaufglühen: Heiztemperatur: 850ºC
Karbonisierung: für 2 Minuten in einer Atmosphäre, die CO (20% von CO, 20% von H&sub2;, wobei der verbleibende Teil N&sub2; ist, Taupunkt: -40ºC oder weniger) bei einer Temperatur von 910ºC enthält.
Karbonisierungsrate: 2,1 ppm C/sec
primäre Kühlrate: 50ºC/sec
primäre Kühlendpunkttemperatur: 50 bis 800ºC
Steh- bzw. Retentionszeit nach dem primären Kühlen: 150 sec.
Retentionstemperatur nach dem primären Kühlen: Beibehalten in Übereinstimmung mit der Endpunkttemperatur, sekundäre Kühlrate: 30ºC/sec.
(5) Nachwalzen: Reduktion: 1,0%.
Kaltgewalzte Bleche wurden unter den vorstehenden Bedingungen produziert.
Fig. 3 zeigt ein schematisches Diagramm, das die Verarbeitungsbedingungen in diesem Experiment darstellt.
In diesem Experiment besaßen solche Stahlbleche, die einer Hochtemperatur-Karbonisierung unterworfen wurden, eine 2. Phase, die aus Bainit und Martensit bestand. Weiterhin war das Verhältnis R des Volumen-Verhältnisses der 2. Phase 5 bei der Retentionstemperatur nach einem primären Kühlen von 50 bis 700ºC und 3 bei der herkömmlichen Retentionstemperatur nach einem Kühlen von 800ºC.
Fig. 4 stellt den Einfluß der Retentionstemperatur nach einem primären Kühlen auf die Zugfestigkeit des Blechs und seine Streckbördel-Verformfähigkeit dar. Wie anhand dieser Zeichnung gesehen werden kann, waren, wenn die Retentionstemperatur nach einem primären Kühlen innerhalb des Bereichs von ungefähr 150 bis 550ºC lag, sowohl die Zugfestigkeit als auch die Streckbördel-Verformfähigkeit stabil, wobei die Beziehung zwischen den zwei besser ausbalanciert ist, verglichen mit dem Fall, wo keine Retentionsbehandlung nach einem primären Kühlen vorhanden war.
Weiterhin wurde auch mit kaltgewalzten Stahlblechen desselben Typs, wie vorstehend beschrieben ist, erhalten über ähnliche Prozesse und danach unterworfen einem Niedertemperatur-Retentionsprozeß, der nicht von einem gleichförmig heizenden Typ war, eine Zugfestigkeit von 59,0 kgf/mm² und ein Locherweiterungsverhältnis von 150% erhalten, was demzufolge eine gut ausbalancierte Beziehung zwischen einer Zugfestigkeit und einer Streckbördel-Verformfähigkeit realisierte. Allerdings wurde herausgefunden, daß mit einer gleichförmigen Heizzeit von ungefähr 30 Sekunden oder weniger solche Effekte nicht erhalten werden konnten und daß, auf der anderen Seite, eine Verwendung einer gleichförmigen Heizzeit von mehr als ungefähr 300 Sekunden zu einem Tempern führte, was zu einer signifikanten und unerwünschten Festigkeitsreduktion führte. Demgemäß muß die Zeit einer gleichförmigen Beheizung in dem Bereich von ungefähr 30 bis 300 Sekunden liegen.
Es verbleibt bestimmt zu werden, warum eine weitere Verbesserung in der Streckbördel-Verformfähigkeit durch den neuartigen Niedertemperatur-Retentionsprozeß erreicht werden kann. Allerdings wird angenommen, daß die innere Spannungsverteilung innerhalb des Blechs eine Gleichförmigkeit durch eine stimulierende Umordnung des gelösten C annähert, das an Fest-Lösungs-Positionen vorhanden ist, was nicht ermöglicht, daß die Niedertemperatur-Retention nach einem Karbonisieren in einer stabilen Art und Weise beeinflußt wird. Weiterhin wird bei diesem Prozeß einer gleichförmigen Beheizung eine Festigkeitsreduktion, wie sie beim herkömmlichen Tempern erfahren wird, praktisch nicht beobachtet. Demzufolge wird angenommen, daß dies ein Phänomen unterschiedlich von einer Separation von überflüssigem C in gewöhnlichen Temperprozessen ist.
Als nächstes werden die Zusammensetzungs-Bereiche für Stahlbleche, bei denen die vorliegende Erfindung geeignet angewandt werden kann, beschrieben werden.
C: ungefähr 0,004 bis 0,2 Gew.-%
Bei der vorliegenden Erfindung ist eine Reduktion in dem Gehalt von C in dem Bereich des Stahlblechs entsprechend der Mitte der Blechdicke vorhanden, wodurch die Erzeugung der 2. Phase unterdrückt wird. Andererseits ist es in dem Bereich des Stahlblechs, der nahe der Blechoberfläche liegt, notwendig, den Gehalt von C zu vermehren, um so positiv die 2. Phase zu erzeugen. Für diesen Zweck ist es vorteilhaft, wie in den vorstehend erwähnten, experimentellen Ergebnissen dargestellt ist, den C-Gehalt in der anfänglichen Zusammensetzung des Blechs auf ungefähr 0,009 Gew.-% oder weniger danach zu setzen, was den C-Gehalt in dem oberflächennahen Bereich auf ein Niveau von ungefähr 0,01 bis 0,5 Gew.-% durch Karbonisieren erhöht.
Der C-Gehalt des Stahls kann nicht immer definitiv bestimmt werden. In jedem Fall ist ein C-Gehalt, der geringer als ungefähr 0,04 Gew.-% ist, nicht nur unökonomisch zu produzieren, sondern beeinflußt auch nachteilig die Bildung der 2. Phase. Ein C- Gehalt oberhalb von ungefähr 0,2 Gew.-% tendiert andererseits dazu, die Stahl-Duktilität und Nicht-Alterungseigenschaften für eine Degeneration verantwortlich zu machen. Demzufolge reicht ein bevorzugter C-Gehalt von ungefähr 0,004 bis 0,2 Gew.-%.
Wie mit den vorstehenden Ergebnissen dargestellt ist, kann, wenn ein heißgewalztes oder kaltgewalztes Stahlblech von einem Stahl erhalten wird, dessen C-Gehalt 0,009 Gew.-% oder weniger beträgt und dessen Zusammensetzung die Bedingung erfüllt: (12/48)Ti* - (12/93)Nb ≥ C (wobei Ti* = Ti - (48/32)S - (48114)N), was die erforderliche Duktilität und Tiefziehfähigkeit sicherstellt, und wobei dann eine Festigkeitserhöhung und die Stimulation zur Erzeugung der 2. Phase durch Karbonisieren beeinflußt werden, eine außergewöhnliche Beabeitbarkeit erhalten werden. Mit dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung erzielt ein C-Gehalt von ungefähr 0,009 Gew.-% oder weniger eine zufriedenstellende Tiefziehbarkeit.
Si: ungefähr 2,0 Gew.-% oder weniger
Eine notwendige Menge an Si wird als ein Verstärkungs- und Stabilisierungs-Element der 2. Phase hinzugefügt. Ein Si-Gehalt oberhalb von ungefähr 2,0 Gew.-% führt zu einer Erhöhung des Transformations-Punkts, um ein Hochtemperatur-Glühen notwendig zu machen; demgemäß ist ein Si-Gehalt von ungefähr 2,0 Gew.-% oder weniger wünschenswert.
Mn: ungefähr 3,5 Gew.-% oder weniger
Eine notwendige Menge an Mn wird als ein Verstärkungs- und Stabilisierungs-Element der 2. Phase hinzugefügt. Ein Mn-Gehalt oberhalb von ungefähr 3,5 Gew.-% tendiert dazu, eine Verschlechterung einer Balance zwischen einer Streckung und Festigkeit zu bewirken, so daß ein Mn-Gehalt von ungefähr 3,5 Gew.-% oder weniger wünschenswert ist.
P: ungefähr 0,25 Gew.-% oder weniger
Eine notwendige Menge an P wird als ein Verstärkungselement hinzugefügt. Ein P- Gehalt oberhalb von ungefähr 0,25 Gew.-% tendiert dazu, die Oberflächendefekte aufgrund einer Absonderung deutlich sichtbar zu machen, so daß ein P-Gehalt von ungefähr 0,25 Gew.-% oder weniger wünschenswert ist.
S: ungefähr 0,10% oder weniger
Ein S-Gehalt oberhalb von ungefähr 0,10% tendiert dazu, eine Verschlechterung einer Heißverarbeitbarkeit und eine Verringerung eines Ertrags einer Ti-Addition, wie vorstehend beschrieben ist, zu bewirken, so daß ein S-Gehalt von nicht mehr als ungefähr 0,10% wünschenswert ist.
N: ungefähr 0,0050% oder weniger
Ein N-Gehalt oberhalb von ungefähr 0,0050% führt zu einer Verschlechterung einer Verarbeitbarkeit und Nicht-Alterungseigenschaften bei Raumtemperatur, so daß ein N-Gehalt von ungefähr 0,0050% oder weniger wünschenswert ist.
Ti und/oder Nb: ungefähr 0,002 bis 0,2 Gew.-%
Sowohl Ti als auch Nb dienen nicht nur als Verstärkungs-Elemente, sondern helfen auch dabei, das gelöste C, N und S in der Ferrit-Phase zu fixieren, um dadurch effektiv zu einer Verbesserung der Verarbeitbarkeit beizutragen. Allerdings wird, falls der Gehalt dieser Elemente geringer als ungefähr 0,002 Gew.-% ist, kein wesentlicher Effekt dadurch erhalten. Andererseits führt ein Gehalt dieser Elemente, der oberhalb von ungefähr 0,2 Gew.-% ist, zu dem zusätzlichen Erreichen einer Sättigung, was von dem ökonomischen Gesichtspunkt aus gesehen nachteilig ist. Demzufolge ist es, ob nun eines oder beide dieser Elemente hinzugefügt wird bzw. werden, wünschenswert, daß der Gehalt in dem Bereich von ungefähr 0,002 bis 0,2 Gew.-% liegt.
Weiterhin ist es, wie vorstehend angegeben ist, wenn ein heißgewalztes, ein kaltgewalztes oder ein geglühtes Stahlblech von einem Stahlmaterial erhalten wird, dessen anfängliche Zusammensetzung die Bedingungen erfüllt von ungefähr: (12148)Ti* - (12/93)Nb ≥ C (wobei Ti* = Ti - (48/32)S - (48114)N), mit dem gelösten C, N und S davon entfernt, und das dann einem Karbonisieren unterworfen wird, möglich, ein Stahlblech zu erhalten, das in der Duktilität und der Tiefziehfähigkeit ausgezeichnet ist.
Mo: ungefähr 0,03 bis 5,0 Gew.-%
Cr, Ni, Cu: ungefähr 0,1 bis 5,0 Gew.-% jeweils
B: ungefähr 0,0002 bis 0,10 Gew.-%
Mo, Cr, Ni, Cu und B sind alle Elemente, die beim Erhöhen der Festigkeit eines Stahlblechs effektiv sind. Falls die hinzugefügten Mengen dieser Elemente zu gering in Bezug auf die jeweiligen, unteren Grenzen, die vorstehend angegeben sind, sind, kann die erwünschte Festigkeit nicht erhalten werden. Falls andererseits die hinzugefügten Mengen dieser Elemente die jeweiligen oberen Grenzen übersteigen, verschlechtert sich die Qualität des Materials, so daß es in Bezug auf diese Elemente wünschenswert ist, daß sie in Mengen innerhalb deren jeweiligen Bereiche, wie sie vorstehend angegeben sind, hinzugefügt werden.
Um ein Komposit-Struktur-Stahlblech zu erhalten, das Martensit und/oder Bainit als die 2. Phase besitzt, ist es normalerweise wünschenswert, die Kühlrate nach einem Karbonisieren, durchgeführt bei ungefähr 500ºC oder mehr, auf ungefähr 30ºC/sec oder mehr einzustellen. Insbesondere wenn der Zustand: Mn + 3Mo + 2Cr + Ni + 10B ≥ 1,5 erfüllt wird, reicht eine Kühlrate von ungefähr 10ºC/sec oder mehr für den Temperaturbereich von ungefähr 500ºC oder mehr aus.
Als nächstes wird ein Herstellverfahren gemäß dieser Erfindung in einer verfahrensmäßigen Sequenz beschrieben werden.
(1) Die Platte wird durch ein gewöhnliches Stranggießen oder eine Ingot-Herstellung produziert.
(2) Heißwalzen kann bei dem Ar&sub3; Transformations-Punkt oder darüberhinaus beendet werden. Ungeachtet hiervon kann ein Warmwalzverfahren, auf das die Aufmerksamkeit heutzutage gerichtet wird, alternativ angepaßt werden. Dabei ist keine bestimmte Grenze in Bezug auf einer Kühltemperatur vorhanden.
(3) Die Stahlbleche, die durch Heißwalzen oder Warmwalzen erhalten sind, werden unmittelbar einer Karbonisierung unterworfen, mit Ausnahme solcher Bleche, die dazu vorgesehen sind, daß sie kaltgewalzt werden.
(4) Wie für die heißgewalzten oder warmgewalzten Stahlbleche, die nicht einer Karbonisierung unterworfen wurden, wird ein Kaltwalzen durchgeführt, um kaltgewalzte Stahlbleche herzustellen, die weiterhin einem Rekristallisierungsglühen unterworfen werden, bevor sie einer Karbonisierung unterworfen werden. Eine geeignete Glühtemperatur beträgt ungefähr 700 bis 950ºC. Eine Glühtemperatur unterhalb ungefähr 700ºC führt zu einer unzureichenden Rekristallisation. Andererseits führt eine Glühtemperatur höher als ungefähr 950ºC oftmals dazu, daß das Blech über die gesamte Dicke davon vor einer Karbonisierung transformiert wird, gerade in dem Fall eines zwischenraum-freien (IF) Stahls mit niedrigem Kohlenstoff oder ultra-niedrigem Kohlenstoff, der einen hohen Ac&sub1; Transformations-Punkt besitzt, wobei in einem solchen Fall das Stahlblech, das erhalten wird, nicht stark von gewöhnlichen Komposit- Struktur-Stählen unterschiedlich ist.
Was die anfängliche Zusammensetzung des Stahlblechs anbetrifft, ist es zweckdienlich, eine solche anzuwenden, die einen ultra-niedrigen C-Gehalt von ungefähr 0,009 Gew.-% oder weniger besitzt und die die nachfolgende Bedingung erfüllt: (12/48)Ti* - (12/93)Nb ≥ C (wobei Ti* = Ti - (48/32)S - (48/14)N), und dann ein Rekristallisations- Glühen in einer solchen Art und Weise durchzuführen, um zu ermöglichen, daß im wesentlichen kein gelöstes C vorhanden ist. Diese Anordnung ist dabei vorteilhaft, ein Stahlblech zu erhalten, das einen sehr hohen r-Wert besitzt und auch eine zufriedenstellende Verarbeitbarkeit liefert.
In Anbetracht hiervon wurde eine anfängliche Materialzusammensetzung angewandt, die die ungefähren Bedingungen erfüllt: C ≤ 0,009 Gew.-% und (12148)Ti* - (12/93)Nb ≥ C (wobei Ti* = Ti - (48/32)S - (48/14)N).
Da die notwendigen Bedingungen, die sich auf die Karbonsierungsrate in dem Karbonisierungsvorgang und den Effekt einer Niedrigtemperatur-Retention nach einem Karbonisieren beziehen, schon angegeben worden sind, werden nun andere, unterschiedliche, einschränkende Faktoren angegeben werden.
In dem Verfahren der vorliegenden Erfindung wird die Karbonisierungstemperatur in dem ungefähren Bereich eingerichtet von: (Ac&sub1; Transformations-Punkt - 50ºC) bis (Ac&sub1; Transformations-Punkt + 30ºC). Dies kommt daher, daß die Bildung der zweiten Phase schwierig wird, wenn die Karbonisierungstemperatur niedriger als die untere Grenze des vorstehenden Temperaturbereichs ist, und andererseits ist eine Karbonisierungstemperatur über die untere Grenze hinaus auch unerwünscht, da die 2. Phase dann über den gesamten Bereich der Plattendicke verteilt wird, wodurch es schwierig gestaltet wird, eine lokalisierte Bildung der 2. Phase an oder nahe dem Oberflächenbereich zu bewirken.
Es ist wünschenswert, daß der Ac&sub1; Transformations-Punkt des anfänglichen Materials tatsächlich gemessen wird. Allerdings ist es auch möglich, einen berechneten Ac&sub1; Transformations-Punkt zu verwenden, der in einer einfachen Art und Weise aus bestimmten der Komponenten des Stahls berechnet werden kann, und zwar unter Verwendung der nachfolgenden Formel, die durch die Erfinder aufgestellt worden ist:
Ac&sub1;(ºC) = 945-1000C(Gew.-%) + 70Si(Gew.-%) - 56Mn(Gew.-%) + 250P(Gew.-%) + 25Mo(Gew.-%) - 30Cr(Gew.-%) - 80Ni(Gew.-%) - 40Cu(Gew.-%) + 1700B(Gew.-%).
Weiterhin kann aus dieser Formel gesehen werden, daß dann, wenn eine Karbonisierung bei einer Temperatur nicht höher als der Ac&sub1; Transformations-Punkt des anfänglichen Materials gestartet wird, ein Erniedrigen des Ac&sub1; Transformations-Punkts aufgrund des C-Gehalts an dem oberflächennahen Bereich während eines Karbonisierens auftritt, was dazu führt, daß ein wesentlicher Betrag einer 2. Phase in dem oberflächennahen Bereich des Stahls erzeugt wird.
Das bedeutet, daß sich, wie schematisch in Fig. 6 dargestellt ist, der C-Gehalt des Stahls in dem Bereich nahe der Stahloberfläche als eine Folge einer Karbonisierung erhöht, was zu einer Erniedrigung des Ac&sub1; Transformations-Punkts dieses Bereichs verglichen mit dem Ac&sub1; Transformations-Punkt des Bereichs nahe der Dickenmitte führt. Als Folge führt eine Karbonisierung bei einer Temperatur niedriger als der Ac&sub1; Transformations-Punkt des anfänglichen Materials (die Karbonisierungstemperatur A in der Zeichnung) dazu, daß die 2. Phase nur in dem oberflächennahen Bereich des Stahlblechs erscheint. Auch führt eine Karbonisierung, die bei einer Temperatur höher als der Ac&sub1; Transformations-Punkt des anfänglichen Materials bewirkt ist (die Karbonisierungstemperatur B in der Zeichnung) dazu, daß eine große Menge einer 2. Phase erscheint, da die Temperaturdifferenz von dem Ac&sub1; Transformations-Punkt relativ groß in dem oberflächennahen Bereich ist.
Um eine Karbonisierung in einem ausreichenden Grad zu bewirken, ist es für die Karbonisierung notwendig, daß sie für ungefähr 15 Sekunden oder mehr (vorzugsweise ungefähr 300 Sekunden oder weniger) durchgeführt wird.
Effektive Mittel einer Karbonisierung umfassen die Aufbringung einer Kohlenstoff enthaltenden Flüssigkeit, die Einführung eines karbonisierenden Gases (CO, CH&sub4; oder dergleichen) in die Atmosphäre innerhalb des Ofens, oder direkte Zuführung einer flüchtigen, Kohlenstoff enthaltenden Flüssigkeit in den Ofen.
Um einen hohen r-Wert zu erhalten, ist es vorteilhaft, eine Karbonisierung nach einer Beendigung eines Rekristallisations-Glühens, im Gegensatz dazu während eines Rekristallisations-Glühens, durchzuführen, obwohl der erstere Fall eine Verlängerung des Prozesses mit sich bringt.
Es ist für die Kühlrate nach einem Karbonisieren notwendig, daß sie ungefähr 10ºC/sec oder mehr beträgt. Eine Kühlrate niedriger als diese gestaltet es schwierig, eine Verstärkung des Stahls durch die 2. Phase zu bewirken. Weiterhin tendiert dies dazu, eine gleichförmige Verteilung der 2. Phase in der Dickenrichtung des Blechs zu unterstützen.
Es ist für die Endpunkttemperatur des Kühlprozesses nützlich, daß sie ungefähr 500ºC oder weniger beträgt. Falls ein gleichförmiges Heizen oder ein langsames Kühlen bei einer Temperatur nicht niedriger als diese gestartet wird, ist es schwierig, daß eine Verstärkung des Stahls durch die 2. Phase bewirkt wird, wie in dem Fall, wo die Kühlrate ziemlich niedrig ist. Weiterhin tendiert die Dickenverteilung der 2. Phase in dem Blech dazu, daß sie gleichförmig ist.
Ein Temper- bzw. Nachwalzen ist nicht absolut notwendig. Allerdings kann ein Druck von ungefähr 3% oder weniger angewandt werden, wie dies notwendig ist, um die Blechkonfiguration zu rektifizieren bzw. zu korrigieren.
Weiterhin ist es auch möglich, das Stahlblech dieser Erfindung zu verwenden, nachdem es einem Oberflächenbeschichtungsvorgang, wie beispielsweise einem Zinkschmelztauchverfahren, unterworfen ist.

BEISPIELE

Unter Verwendung verschiedener Materialien und Zusammensetzungen, wie in Tabelle 2 (gemäß der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispielen) dargestellt ist, als anfängliche Materialien wurden viele Läufe durchgeführt, in denen Stahlbleche unter den Bedingungen, die in den Tabellen 3(1) und 3(2) angegeben sind, hergestellt wurden. Die abschließende Dicke der kaltgewalzten Stahlbleche betrug 0,75 mm und die maximale Temperatur-Retentionszeit in dem Durchlaufglühschritt betrug 20 Sekunden.
Die Stahlbleche, die so erhalten wurden, wurden in Bezug auf mechanische Eigenschaften geprüft. Die Ergebnisse der Prüfung sind in den Tabellen 4(1) und 4(2) angegeben. TABELLE 2
Anmerkung: Kohlenstoffgehalte sind solche vor einer Karbonisierung
Ti* = Ti - (48/32) S - (48/14) N unterstrichene Größen liegen außerhalb des geeigneten Bereichs ** = 945-1000C(Gew.-%)+70Si(Gew.-%)-56Mn(Gew.-%)+250P(Gew.-%)+25Mo(Gew.-%)-80Ni(Gew.-%)-40Cu(Gew.-%)+1700B(Gew.-%) TABELLE 3 (1)
Anmerkung: Unterstrichene Angaben liegen außerhalb eines geeigneten Bereichs. Das verbleibende Gas bei einem Gaskarbonisieren besteht gänzlich aus N&sub2;-Gas. TABELLE 3 (2)
Anmerkung: Unterstrichene Angaben liegen außerhalb eines geeigneten Bereichs.
Das verbleibende Gas einem Gaskarbonisieren besteht gänzlich aus N&sub2;-Gas TABELLE 4 (1) TABELLE 4 (2)
In Tabelle 4(1) zeigt das Symbol 1A ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, das eine Karbonisierung eines heißgewalzten Stahlblechs aufweist. Aufgrund der Tatsache, daß dieses Beispiel auf einem heißgewalzten Blech basierte, war sein r- Wert von Natur aus niedrig, allerdings waren die anderen Charakteristika zufriedenstellend.
Das Symbol 1B in Tabelle 4(1) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, wobei das Produkt durch Karbonisierung eines kaltgewalzten Stahlblechs erhalten wurde. Mit diesem Beispiel waren alle sich ergebenden Charakteristika zufriedenstellend.
Das Symbol 1C in Tabelle 4(1) zeigt ein Vergleichsbeispiel an, bei dem die Karbonisierungstemperatur unterhalb der unteren Grenze des geeigneten Temperaturbereichs lag. Mit diesem Beispiel wurde eine Karbonisierung in dem Ferrit-Bereich durchgeführt, so daß es eine ziemlich schlechte TS-El Balance (TS x El) und einen r-Wert hatte. Weiterhin hatte es die Nachteile eines hohen Streckverhältnisses, der Erzeugung einer Streckverlängerung (YEl > 0), usw..
Im Vergleichsbeispiel 1D (Tabelle 4(1)) war die Karbonisierungstemperatur höher als die obere Grenze des geeigneten Temperaturbereichs. Dieses Beispiel (Tabelle 4(1)) brachte die Erzeugung einer großen Menge einer 2. Phase tief in dem Blechinneren mit sich und das sich ergebende Stahlblech hatte keine gute Streckbördel-Verformfähigkeit. Weiterhin war es auch aufgrund der großen Menge der 2. Phase, die vorhanden war, auch im Hinblick auf den r-Wert schlecht.
Im Beispiel 1E (Tabelle 4(1)), das ein Beispiel gemäß dieser Erfindung ist, diente der Rekristallisations-Glühprozeß auch als Karbonisierung. Dieses Beispiel lieferte allgemein zufriedenstellende Charakteristika, obwohl sein r-Wert etwas niedriger verglichen mit dem Fall, wo eine Rekristallisation und Karbonisierung separat durchgeführt wurden, war.
Im Vergleichsbeispiel 1F (Tabelle 4(1)) wurde keine Karbonisierung durchgeführt. Mit diesem Beispiel konnten solche Charakteristika, wie niedriges Streckverhältnis und zufriedenstellende TS-El Balance, nicht mit der Fest-Lösungs-Verstärkung der Ferrit- Einzelphase alleine erhalten werden.
Beispiel 2 (Tabelle 4(1)) ist ein Vergleichsbeispiel, das aus einem Komposit-Struktur- Material bestand, in dem der C-Gehalt oberhalb der anfänglichen, oberen Grenze in Relation zu Ti war und das keiner Karbonisierung unterworfen wurde. In diesem Beispiel war die Verteilung der 2. Phase gleichförmig, so daß das Produkt eine ziemlich schlechte Streckenbördelung-Verformfähigkeit besaß. Weiterhin war aufgrund des hohen C-Gehalts in der anfänglichen Zusammensetzung der r-Wert ziemlich niedrig, wobei die Streckverlängerung nicht vollständig eliminiert wurde.
In Beispiel 3 gemäß der vorliegenden Erfindung bestand die 2. Phase aus einem niedrig-temperatur-transformierten Ferrit. Dieses Beispiel war in Bezug auf alle Charakteristika zufriedenstellend (siehe Tabelle 4(1)). Insbesondere besaß es einen ausgezeichneten r-Wert.
Das Symbol 4A der Tabelle 4(1) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, bei dem die 2. Phase aus Bainit (Mn + 3Mo + 2Cr + Ni + 10B ≥ 1,5) bestand. Dieses Beispiel war in Bezug auf alle Charakteristika zufriedenstellend.
Das Symbol 4B der Tabelle 4(1) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, in dem der Bereich nahe der Blechdickenmitte aus einer Ferrit-Einzelphase bestand. Dieses Beispiel war in Bezug auf alle Charakteristika zufriedenstellend. Insbesondere übertraf es sich in der Streckbördel-Verformfähigkeit.
Das Symbol 5A der Tabelle 4(1) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, bei dem die 2. Phase aus Bainit (Mn + 3Mo + 2Cr + Ni + 10B < 1,5) bestand. Dieses Beispiel war in Bezug auf alle Charakteristika zufriedenstellend.
Das Symbol 5B der Tabelle 4(1) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, bei dem die 2. Phase aus Bainit (Mn + 3Mo + 2Cr + Ni + 10B < 1,5, Kühlrate: 15ºC/sec) bestand. Dieses Beispiel hatte im wesentlichen zufriedenstellende Charakteristika, obwohl es etwas geringer im Hinblick auf eine TS-El Balance verglichen mit den anderen Beispielen gemäß der vorliegenden Erfindung war.
Beispiel 6 in Tabelle 4(1) ist ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung, bei dem die 2. Phase eine restliche γ Phase enthielt. Dieses Beispiel war in Bezug auf alle Charakteristika zufriedenstellend. Insbesondere übertrafes sich in der TS-El Balance.
Beispiel 7 in Tabelle 4(2) ist ein Vergleichsbeispiel, bei dem eine Karbonisierung unter Verwendung einer Stahlzusammensetzung durchgeführt wurde, die einen C-Gehalt oberhalb von 0,009% als das Anfangsmaterial besaß. Mit diesem Beispiel war der anfängliche C-Gehalt zu groß, um zu ermöglichen, daß die optimale Verteilung der 2. Phase erhalten wird, was zu einer Verteilung der 2. Phase führte, die im wesentlichen gleichförmig war. Demzufolge hatte es, obwohl der Stahl die Fähigkeit besaß, eine Streck-Verlängerung zu unterbinden, eine schlechte Streckbördel-Verformfähigkeit und einen ziemlich schlechten r-Wert.
Das Symbol 8 der Tabelle 4(2) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, bei dem die 2. Phase aus einer Mischung aus Bainit und Perlit bestand. Dieses Beispiel war in Bezug auf alle Charakteristika zufriedenstellend. Insbesondere übertrafes sich in der Streckbördel-Verformfähigkeit.
Das Symbol 9 der Tabelle 4(2) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, das auf einem nach dem Verzinken wärmebehandelten Stahlblech angewandt ist. Gemäß dem Wärmbehandlungszyklus, der in Fig. 7(a) dargestellt ist, wurden Karbonisierungs- und Niedertemperatur-Retentions-Prozesse nach einem Rekristallisations-Glühen durchgeführt. Es ist erwünscht, vom Standpunkt des Materials und der Kosten aus gesehen, eine Heißtauch-Zinkbeschichtung und/oder Legierung innerhalb eines vorbestimmten, niedrigen Retentions-Temperaturbereichs durchzuführen.
Das Symbol 10 der Tabelle 4(2) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, das bei einem kaltgewalzten Stahlblech angewandt ist, bei dem, gemäß dem Wärmebehandlungszyklus, der in Fig. 7(b) dargestellt ist, eine Karbonisierung nach einem Rekristallisationsglühen durchgeführt wurde, und, nach einem schnellen Kühlen, auf Raumtemperatur, wurde eine Niedertemperatur-Retention durch ein erneutes Aufheizen bewirkt. Dies war ein zufriedenstellendes Produkt.
Das Symbol 11 der Tabelle 4(2) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, angewandt auf ein kaltgewalztes Stahlblech, bei dem, gemäß dem Wärmebehandlungszyklus, der in Fig. 7(c) dargestellt ist, eine Karbonisierung nach einem Rekristallisations-Glühen durchgeführt wurde, mit einer Niedertemperatur-Retention eines langsam kühlenden Typs, durchgeführt nach einem schnellen Kühlen auf 500ºC. Demzufolge mußte die Niedrigtemperatur-Retention nicht durch ein gleichförmiges Heizen durchgeführt werden. Weiterhin kann die Retention bei zwei unterschiedlichen Temperaturen bewirkt werden.
Das Symbol 12 der Tabelle 4(2) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, angewandt auf einen Stahl, der heißtauch-zinkbeschichtet werden soll. Gemäß dem Wärmebehandlungszyklus, der in Fig. 7(d) dargestellt ist, wurde eine Karbonisierung bei derselben Temperatur nach einem Rekristallisationsglühen durchgeführt und dann wurde eine Heißtauchzinkbeschichtung durchgeführt, die auch für eine Niedertemperatur-Retention diente.
Das Symbol 13 der Tabelle 4(2) zeigt ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung an, das bei einem Stahl angewandt ist, der nach einem Verzinken wärmebehandelt werden soll. Gemäß dem Wärmebehandlungszyklus, der in Fig. 7(e) dargestellt ist, wurde eine Wärmebehandlung nach dem Verzinken nach einem Rekristallisations- Glühen, einem Karbonisieren und einer Niedertemperatur-Retention durchgeführt.
Wie vorstehend beschrieben ist, macht es die Erfindung möglich, ein hoch zugfestes Stahlblech zum Bearbeiten zu erzeugen, das wesentlich die Streckbördel-Verformfähigkeit, verglichen mit herkömmlichen Stahlblechen, verbessert besitzt, ohne die exzellenten Charakteristika des Komposit-Struktur-Stahlblechs zu beeinträchtigen.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines hoch zugfesten Stahlblechs, das ausgezeichnet in einer Streckbördel-Verformfähigkeit ist, das die Schritte aufweist:

Heißwalzen eines Stahlmaterials, das 0,009 Gew.-% oder weniger C enthält und eine Zusammensetzung besitzt von

(12/48)Ti* + (12/93)Nb ≥ C (wobei Ti* = Ti - (48/32)S - (48/14)N),

um ein heißgewalztes Stahlblech zu erhalten;

Karbonisieren des heißgewalzten Stahlblechs für 15 Sekunden oder mehr, bei einer Temperatur, die innerhalb des Bereichs liegt, der sich von (A), dem Ac&sub1; Transformations-Punkt des Stahlblechs - 50ºC, oder mehr zu (B), dem Ac&sub1; Transformations-Punkt + 30ºC, oder weniger, erstreckt;

und Durchführen des Karbonisierungs-Schritts bei einer mittleren Erhöhungsrate des C-Gehalts von ungefähr 0,9/t (ppmC/sec · mm) oder mehr, wobei C den mittleren Kohlenstoffgehalt durch die Dicke des Blechs darstellt und t die Dicke des Blechs in Millimetern darstellt;

und dann Kühlen des Stahlblechs bei einer Kühlrate von 10ºC/sec oder mehr, zumindest bis es auf 500ºC abgekühlt ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, das die weiteren Schritte eines Kaltwalzens eines heißgewalzten Stahlblechs und eines Rekristallisationsglühens eines kaltgewalzten Stahlblechs bei einer Temperatur von 700-950ºC zwischen Heißwalzen und Karbonisieren umfaßt.

3. Verfahren nach Anspruch 2, wobei das Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von 700-950ºC; einem Karbonisieren für 15 Sekunden oder mehr, bei einer Temperatur, die innerhalb des Bereichs liegt, der sich von (A), dem Ac&sub1; Transformations-Punkt des Stahlblechs - 50ºC, oder mehr zu B, dem Ac&sub1; Transformations-Punkt + 30ºC, oder weniger, erstreckt; durchgeführt wird.