DE3688862T2

DE3688862T2 - Verfahren zum Herstellen kaltgewalzter Stahlbleche mit guter Tiefziehbarkeit.

Info

Publication number: DE3688862T2
Application number: DE86304020T
Authority: DE
Inventors: Koichi Hashiguchi; Shinobu Okano; Kei Sakata
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1985-05-31
Filing date: 1986-05-27
Publication date: 1993-11-25
Anticipated expiration: 2006-05-28
Also published as: DE3688862D1; KR860009147A; KR910002867B1; EP0203809A2; EP0203809A3; JPS61276927A; ZA864017B; CA1271692A; US4857117A; EP0203809B1; JPH0510411B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen, die für die Verwendung als Teile für Kraftfahrzeugaufbauten und dergleichen geeignet sind, wo eine Preßverformbarkeit und insbesondere Tiefziehbarkeit erforderlich ist. Insbesondere erlaubt die sorgsame Durchführung eines kontinuierlichen Glühverfahrens die effektive Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs, das eine hohe Duktilität, eine geringe Material-Anisotropie, eine ausgezeichnete Tiefziehbarkeit und Beständigkeit gegen Alterung sowie Sekundärsprödigkeit aufweist.
Im allgemeinen wurden preßverformbare Stahlbleche bisher hergestellt durch ein Kastenglühverfahren bei Verwendung eines kohlenstoffarmen, Al-Eigenschaften unterdrückenden Stahls (C:0,02 bis 0,07 Gew.-%; im folgenden abgekürzt mit %) als Ausgangsmaterial. In der letzten Zeit wurden sie durch ein kontinuierliches Glühen und Einsatz eines extrem kohlenstoffarmen Stahls (C < 0,01 %) als Ausgangsmaterial zur Erzielung einer verbesserten Verformbarkeit beim Pressen und höheren Produktivität hergestellt.
Bei solchen Stählen mit extrem niedrigen Kohlenstoffgehalten wurden Carbonitrid bildende Elemente wie Ti, Nb, V, Zr, Ta und dgl. zugegeben, um jedweden im Stahl gelösten Kohlenstoff und Stickstoff zu binden, was sonst die Duktilität, Ziehbarkeit und Alterungsfestigkeit des Stahlblechs verschlechtern würde. Diese Elemente werden zwar häufig zugesetzt, indessen sind sie kostenaufwendig. Ein Vergleich zwischen den Eigenschaften von Ti und Nb, die am häufigsten verwendet werden, wird nachstehend wiedergegeben.
Ti-haltiger stahl hat den Vorteil, daß die Rekristallisations-Temperatur niedrig ist und die mechanischen Eigenschaften, wie die Gesamtdehnung (El), der Lankford-Wert (r-Wert) usw. gut sind, selbst wenn der Stahl einer Niedertemperatur- Aufwicklung bei Temperaturen von nicht mehr als 600ºC unterworfen wird. Dies steht im Gegensatz zu einem Nb-enthaltenden Stahl.
Der Nb-enthaltende Stahl hat den Vorteil, daß - im Vergleich zum Ti-enthaltenden Stahl - die Anisotropie von dem r-Wert klein ist und die Phosphat-Behandlungs-Eigenschaft als Vorbehandlung für das Anstreichen groß ist.
Die veröffentlichten Unterlagen zur JA-58-107414 lehren die Möglichkeit, die Vorteile von Ti und auch Nb gleichzeitig zu erhalten. In diesem Falle wird die obere Grenze vom Ti-Gehalt auf einen durch die Beziehung ((48/12) C (%) + (48/14) N (%)) gegebenen Wert festgelegt, ,von dem angenommen wird, daß dann die Alterung verhindert und eine Tiefziehbarkeit gesichert wird, da der größere Teile des Ti als TiN verbraucht und gelöstes C durch das verbleibende effektive Ti (effektives Ti = gesamtes Ti - (Ti als TiN)) und Nb gebunden wird. Bei dem Herstellung von Außenteilen der Kraftfahrzeuge durch Preßformen erfolgt eher eine Streckformung als ein ziehen. Demzufolge sind Stahlbleche von hoher Duktilität von wirtschaftlicher Bedeutung. Indessen liegt der el-Wert von bei dieser Technik verwendeten Stählen im Bereich von 46,8 bis 48,1 % (also entsprechend dem von "weichem Stahlblech), was aber nicht für einen hinreichenden steil an Ausdehnung ausreicht.
Es wurde durch Versuche gefunden, daß bei Übereinstimmung des effektiven Te-Gehalts mit dem gemäß der vorstehenden Technik der Kohlenstoff im Stahl nicht wirksam an Ti gebunden ist. Dies führt zu einer wesentlichen Verschlechterung der Duktilität und ziehbarkeit und auch Verschlechterung der Alterungsbeständigkeit wegen des verbleibenden gelösten C.
Die EPA 108 268 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalztem Stahlblech mit Tiefziehbarkeit durch den gemeinsamen Gehalt an Ti und Nb entsprechend den Beziehungen:
(48/14) (N (%) - 0,002 %) < Ti < 4 C (%) + 3,43 N (%),
0,003-0,025 Nb (%)
Nb (%) > 2,33 C (%)
und Nb (%) + Ti (%) < 0,04 (%).
Stahlblech, das gemäß dieser Arbeitsweise erhalten wurde, hat den weiteren Vorteil einer geringen Anisotropie des r-Werts.
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zum Herstellen von kaltgewalztem Stahlblech, das über eine bessere Tiefziehbarkeit unter Auswertung der guten Wirkungen eines gleichzeitigen Zusatzes von Ti und Nb verfügt.
Die Erfinder haben zahlreiche Untersuchungen in Bezug auf die Herstellung von kaltgewalztem Stahlblech mit extrem niedrigen Gehalt an Kohlenstoff und gleichzeitigem Gehalt an Ti und Nb vorgenommen. Es ist erwünscht, daß das Stahlblech alle Vorteile aufweisen soll, die mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt verbunden sind, vorzugsweise die gute Preßverformbarkeit, insbesondere eine gute Tiefziehbarkeit, eine hohe Duktilität, eine niedrige Material-Anisotropie sowie verbesserte Festigkeit gegen Alterung und sekundäre Versprödung.
Die Erfinder haben den Einfluß der Zugabe von Ti und auch Nb im einzelnen untersucht und dabei gefunden, daß während der Brammen-Wiedererwärmungsstufe oder Heißvorwalzstufe TiS und TiN vorzugsweise ausgefällt werden und gelöstes C durch das verbleibende effektive Ti und Nb im niederen Temperaturbereich, wie bei der Heißfertigwicklungsstufe und nach dem Aufwickeln fixiert wird. Es wurde gefunden, daß der effektive Gehalt an benötigtem Ti durch die Beziehung
effektives Ti = Gesamt-Ti - Ti als TiN - Ti als TiS
wiedergegeben werden kann.
Demzufolge sind Stahlbleche, die für eine Verformung durch Pressen geeignet sind, erstens erhältlich durch Begrenzung des Anteils an jedem der Elemente C, N, S, Ti und Nb in dem Stahl mit extrem niedrigen C-Gehalt und genaue Kontrolle der Kühlbedingungen bei den Warmwalz-, Erwärmungs- und Kühl-Stufen im Verlauf des kontinuierlichen Glühens.
Nach einem ersten Gesichtspunkt betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen mit guter Tiefziehbarkeit, das umfaßt:
das Warmwalzen eines Stahlbleches mit der folgenden Zusammensetzung: nicht mehr als 0,0035 Gew.-% an C, nicht mehr als 1,0 % an Si, nicht mehr als 1,0 % an Mn, 0,005 bis 0,10 % an Al, nicht mehr als 0,15 % an P, nicht mehr als 0,0035 % an N, nicht mehr als 0,015 % an S, ((48/14) N (%) + (48/32) S (%)) - (3. (48/12) C (%) + (48/14) N (%) + (48/32) S (%)) an Ti und (0,2.(93/12) C (%)) - (93/12) C (%)) an Nb bei dem aus Eisen und nebensächlichen Elementen sowie Verunreinigungen bestehenden Rest,
den Beginn des Abkühlens vom Blech innerhalb von 2 Sekunden nach Ende der Feinwalzung und das Abkühlen des Stahlblechs mit einer mittleren Kühlrate von nicht weniger als 10 K/Sek. bis zum Erreichen der Aufrollstufe,
das Rollen des abgekühlten Stahlblechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 710ºC,
das Kaltwalzen des gerollten Stahlblechs bis zu einer Verminderung um nicht weniger als 50 % und
das kontinuierliche Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs samt einer Hitzebehandlung, umfassend ein Erhitzen von 400ºC bis 600ºC bei einer Erhitzungsrate von nicht weniger als 5 K/Sek. und warmhalten bei einem Temperaturbereich von 700ºC bis zum Ac&sub3;-Punkt während nicht weniger als 1 Sekunde.
Nach einem zweiten Gesichtspunkt betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen mit guter Tiefziehbarkeit, umfassend:
das Warmwalzen eines Stahlbleches mit der folgenden Zusammensetzung: nicht mehr als 0,0035 Gew.-% an C, nicht mehr als 1,0 % an Si, nicht mehr als 1,0 % an Mn, 0,005 bis 0,10 % an Al, nicht mehr als 0,15 % an P, nicht mehr als 0,0035 % an N, nicht mehr als 0,015 % an S, 4. (C (%) + N (%)) - (3. (48/12) C (%) + (48/14) N (%) + (48/32) S (%)) an Ti und (0,2.(93/12) C (%)) - (93/12) C (%)) an Nb bei dem aus Eisen und nebensächlichen Elementen sowie Verunreinigungen bestehenden Rest,
den Beginn des Abkühlens vom Blech innerhalb von 2 Sekunden nach Ende der Feinwalzung und das Abkühlen des Stahlblechs mit-einer mittleren Kühlrate von nicht weniger als 10 K/Sek. bis zum Erreichen der Aufrollstufe,
das Rollen des abgekühlten Stahlblechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 710ºC,
das Kaltwalzen des gerollten Stahlblechs bis zu einer Verminderung um nicht weniger als 50 % und
das kontinuierliche Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs samt einer Hitzebehandlung, umfassend ein Erhitzen von 400ºC bis 600ºC bei einer Erhitzungsrate von nicht weniger als 5 K/Sek. und Warmhalten bei einem Temperaturbereich von 700ºC bis zum Ac&sub3;-Punkt während nicht weniger als 1 Sekunde.
Zum besseren Verständnis der Erfindung und zur Erläuterung der wirkungsvollen Durchführung wird nachstehend, jedoch nur beispielhaft, auf die anliegenden Zeichnungen verwiesen, von denen betreffen:
Fig. 1 eine graphische Darstellung zum Aufzeigen des Einflusses von der Zusammensetzung auf den r-Wert vom Stahlblech und
Fig. 2 eine graphische Darstellung zum Aufzeigen des Einflusses von der Zusammensetzung auf den Al-Wert vom Stahlblech.
Um die Wirkungen des Zusatzes von Ti und Nb gemäß der Erfindung voll zu verstehen, ist es notwendig, die Zusammensetzung des Ausgangsmaterials einzugrenzen. Die Einzelheiten gemäß der Erfindung werden anhand der nachstehenden Versuchsergebnisse erläutert.
Ein jeder von 18 Stählen mit der chemischen Zusammensetzung: Spuren bis 0,02 % an Si, 0,10 bis 0,12 % an Mn, 0,007 bis 0,010 % an P, 0,02 bis 0,04 % an Al, 0,0027 an N, 0,0020 an C, 0,006 %, 0,013 % oder 0,018 % an S, 0,015 %, 0,025 oder 0,034 % an Ti und 0,008 % oder 0,020 % an Nb wurden hergestellt durch Schmelzen im Laboratorium und vorgeblockt zu einem Barren mit einer Dicke von 30 mm, in sieben Durchgängen heißgewalzt auf eine Dicke von 2,8 mm und danach feingewalzt bei einer Temperatur von 900±5ºC.
Das erhaltene Stahlblech wurde auf eine Temperatur von 550ºC abgekühlt bei einer Rate von 35 K/Sek. mittels eines Wasserstrahls nach 0,8 Sekunden im Anschluß an die Feinwalzung.
Das gekühlte Stahlblech wurde unverzüglich in einen Ofen mit 550ºC gebracht, darin 5 Stunden bei dieser Temperatur gehalten und im Ofen abgekühlt. Eine Wickeltemperatur von 550ºC wurde durch die Abkühlung im Ofen simuliert.
Danach wurde das gekühlte Stahlblech kaltgewalzt bis zu einer Verminderung um 75 % und anschließend gebeizt. Daraufhin wurde das kaltgewalzte Stahlblech kontinuierlich geglüht, wobei es auf 700ºC erhitzt wurde bei einer Erhitzungsrate von 12 K/Sek. Mittels eines Widerstandserhitzers, weiter erhitzt wurde auf 780ºC bei einer Erhitzungsrate von 3 K/Sek., bei 780ºC gehalten wurde während 25 Sekunden und auf Raumtemperatur gekühlt wurde bei einer Kühlrate von 5 K/Sek.
Alsdann wurde das erhaltene Stahlblech um 0,7 % kalt nachgewalzt und einem Festigkeitstest unterworfen.
Der r-Wert (Lankford-Wert, ein Maßstab für die Tiefziehbarkeit) und der Al-Wert (Alterungsindex, ein Maßstab für die Alterungsbeständigkeit) wurden zu Testzwecken herangezogen.
Wie aus den Ergebnissen in den Fig. 1 und 2 ersichtlich ist, schwanken die Eigenschaften in jedem der versuchsstähle stark in Abhängigkeit von den Anteilen an Ti, S und Nb.
Wenn man die Wert für r≥1,6 und AI≤3,0 als Standard für die von einem preßverformbaren Stahl benötigten Eigenschaften betrachtet, werden die beiden obigen Ungleichheiten im Bereich von T≥(47/14) N (5) + (48/32) S (%) (N = 0,0027 %) und Nb = 0,008 % erfüllt.
Indessen wurde gefunden, daß selbst bei übereinstimmenden Anteilen an C und Nb die Ziehbarkeit und die Alterungsbeständigkeit verschlechtert werden, wenn der Anteil an S ansteigt; demzufolge ist eine Erhöhung des Anteils an vorhandenem Ti entsprechend der Zunahme an S erforderlich.
Andererseits bewirkt die Erhöhung des Anteils an vorhandenem Nb die Herabsetzung des AI-Werts, der Alterungsfestigkeit, selbst wenn der Anteil an Ti klein und der Gehalt an S groß ist. Jedoch führt die Erhöhung des Anteils an vorhandenem Nb kaum zu irgendeiner Verbesserung vom r-Wert.
C: Es ist vorteilhaft, daß der Anteil an C so niedrig wie möglich ist, um die Gesamtdehnung (El) und den Lankford- Wert (r-Wert) zu verbessern. Diese Werte sind die wichtigsten für verformbare Stahlbleche; es wird ein C-Gehalt von ≤0,0035 % bevorzugt, insbesondere ein solcher von ≤0,0030 %. Sofern der Anteil an C ansteigt, werden größere Anteile an Ti und Nb benötigt, um C als Carbid zu binden. Demzufolge wird nicht nur die Formbarkeit aufgrund der härtenden Ausfällung der resultierenden
Fällungsprodukte, wie TiC, NbC usw. verschlechtert, sondern auch andere schädliche Einflüsse, wie Ansteigen der Rekristallisations-Temperatur beim kontinuierlichen Glühen und dergleichen offenbaren sich.
Si: Si kann zugesetzt werden zur Erhöhung der Stärke der hochfesten tiefziehbaren Stahlbleche. Wenn jedoch ein Überschuß an Si zugegeben wird, verschlechtern sich die Beständigkeit gegen Sekundärsprödigkeit und die Phosphat-Behandlungseigenschaft erheblich. Demzufolge wird die obere Grenze für Si beschränkt auf 1,0 %.
Mn: Mn wird ebenfalls beschränkt auf 1,0 %, und zwar aus denselben Gründen wie im Falle von Si.
N: N ist für sich nicht schädlich, nachdem es mit Ti vor dem Warmwalzen gebunden wird, wie es bei S der Fall ist.
Indes sen verschlechtert das durch einen überschüssigen Zusatz von N gebildete TiN die Gesamtdehnung und den r- Wert, so daß die obere Grenze an N beschränkt wird auf 0,0035 %, vorzugsweise nicht mehr als 0,0030 %.
Ferner wird, wenn der Gehalt an Ti so niedrig ist, daß N nicht an Ti gebunden werden kann, N als AIN gebunden. In diesem Fall geht - wenn die Wickeltemperatur der warmgewalzten Stahlbleche 710ºC nicht überschreitet - die Erweiterung durch AIN nicht weiter und wird nach dem kontinuierlichen Glühen ein hartes Produkt erhalten, was zu einer Verschlechterung der Verformbarkeit durch Presen führt.
S: S ist ein wichtiges Element im Rahmen der Erfindung im Hinblick auf den Anteil an vorliegendem Ti. S wird harmlos als TiS während des Erhitzens von der Bramme vor dem warmwalzen. Indessen führt - wie aus den Fig. 1 und 2 ersichtlich ist - ein Überschuß an S zu einer Erhöhung des Anteils an Ti, der für die Bindung des S als TiS notwendig ist, das eine Herabsetzung der Eigenschaften zur Folge hat. Aus diesem Grund wird die oberer Grenze für S auf 0,015 % eingeschränkt.
Ti: Ti ist ein wichtiges Element im Rahmen der Erfindung. Ti bindet S und N vor dem Al und Nb vor dem Warmwalzen. Wie in den Fig. I und 2 gezeigt, wird die untere Grenze für Ti bestimmt durch die für die Bindung von S und N benötigte Menge und kann ausgedrückt werden durch folgende Gleichung:
Ti≥((48/14) N (%) + (48/32) S (%)).
Darüber hinaus wird - sofern der Anteil an C relativ höher ist als der Anteil an S in Atomprozent und definitiv die Anteile an Ti, C, N und S die folgenden Ungleichheiten:
Ti≥(48/14) N (%) + (48/32) S (%) und
Ti< 4.(C (%) + N (%))
erfüllen - die Tiefziehfähigkeit in einer hinreichenden Höhe gehalten; obgleich eine geringe Verschlechterung in der Duktilität unvermeidbar ist, liegt dies nicht außerhalb des Bereichs der Erfindung. In einem solchen Fall führt die Zugabe einer etwas höheren Menge an Ti, z. B. einem Anteil an Ti entsprechend der folgenden Ungleichheit:
Ti≥4. (C (%) + N (%))
zu einer Verbesserung der Duktilität. Der zweite Gesichtspunkt der Erfindung ist auf die Erzielung dieses Merkmals gerichtet. Diese Wirkung wird betrachtet als abhängig von der Tatsache, daß in diesem Fall, obgleich ein höherer Anteil an C zu einer kleineren TiC-Größe führt und dadurch die Duktilität vermindert wird, die Erweiterung des TiC fortschreitet, sofern der Gehalt an Ti nicht niedriger ist als 4 (C + N).
Angesichts der Tatsache, daß ein Teil des effektiven T- Gehalts (effektives Ti = Gesamt-Ti - Ti als TiN - Ti als TiS) TiC bildet, soll die obere Grenze für Ti auf einem solchen Wert beschränkt werden, daß das gefällt TiC und das verbleibende gelöste Ti keinen Abbau der Eigenschaften, keine Verteuerung der Legierung und auch keine Abnahme in der Produktivität verursachen (die Abnahme in der Produktivität tritt ein als Folge von dem Anstieg der Rekristallisationstemperatur). In Berücksichtigung dieser Umstände wird die obere Grenze für den Ti-Gehalt eingeschränkt auf:
Ti = (3.(47/12) C (%) + (48/14) N (%) + (48/32) S (%)).
Nb: Nb ist ein wichtiges Element zum Binden von C, sofern der Anteil an Ti niedrig ist und soll in einer Minimalmenge entsprechend Nb = (0,2.(93/12) C (%)) vorliegen. Bei diesem niedrigsten Nb-Gehalt wird angenommen, daß Nb in der Lage ist nur 20 % vom gelösten C zu binden, wenn C nicht mit Ti gebunden werden kann. Indessen wurde durch versuche gefunden, daß die restlichen 80 % vom gelösten e ebenfalls einen teilweisen Ausfällzustand um das ausgefällte NbC bilden, der die Alterungsbeständigkeit und Duktilität nicht ungünstig beeinflußt.
Durch die Zugabe von Nb zusammen mit Ti werden die Anisotropien von dem r-Wert und dem El-Wert vermindert; dies sind Nachteile bei alleinigem Zusatz von Ti. Z.B. sind bei einem nur Ti enthaltenden Stahl mit einem mittleren r-Wert von etwa 1,7 die r-Werte in der Walzrichtung (r&sub0;) und in der senkrechten Richtung dazu (r&sub1;&sub0;) etwa 2,1 und der r-Wert in der Diagonalrichtung (r&sub4;&sub5;) etwa 1,3, so daß die Anisotropie (Δr (r&sub0;+ r&sub9;&sub0; - 2r&sub4;&sub5;)/2) 0,8 beträgt.
Im Gegensatz dazu ist bei dem Ti und Nb enthaltenden Stahl gemäß der Erfindung Δr etwa 0,2 bis 0,4 und wird somit die Anisotropie wesentlich kleiner, das das Auftreten von Bodenreißern während des Pressens beträchtlich vermindert. Indessen verursacht ein überschüssiger Zusatz von Nb nicht nur einen Abbau der Eigenschaften bei der Niedertemperatur-Aufwickelung beim Warmwalzen (vgl. Fig. 1 und 2), sondern führt auch zu einem beträchtlichen Ansteigen in der Rekristallisierungs-Temperatur und den Kosten, so daß die obere Grenze für den Anteil an Nb beschränkt wird auf einen mit dem C-Anteil übereinstimmenden Wert, d. h.. auf ((93/12) C (%)).
Al: Al wird benötigt in einer Menge von mindestens 0,00005 % zum Binden von 0 im geschmolzenen Stahl und zur Verbesserung der Reaktionsfolge von Ti und Nb. Andererseits wird das meiste vom N im Stahl durch Titan - siehe oben gebunden, so daß eine überschüssige Zugabe von Al zu erhöhten Kosten führt. Daher wird die obere Grenze für Al auf 0,10 % beschränkt.
P: P ist das wirkungsvollste Element zur Erhöhung der Stärke ohne Herabsetzung vom r-Wert. Indessen ist eine zu hohe Zugabe ungünstig wegen des nachteiligen Einflusses auf die Beständigkeit gegen Sekundärbrüchigkeit. Aus diesem Grunde wird die obere Grenze für den Anteil an P auf 0,15 % beschränkt.
Was nun die Warmwalzbedingungen anbetrifft, so ist die Erhitzungstemperatur für die Brammen vor dem Warmwalzen nicht besonders beschränkt, indessen soll sie nicht höher sein als 1280ºC zum Binden vom S und N mit Ti, vorzugsweise nicht höher als 1230ºC und insbesondere nicht höher als 1250ºC.
Derselbe Effekt kann auch erwartet werden, wenn die Bramme einer sogenannten direkten Walzung unterworfen wird oder ein durch Gießen erhaltener Schichtbarren mit einer Dicke von 30 mm warmgewalzt wird.
Die Endtemperatur für das Warmwalzen liegt vorzugsweise nicht unterhalb von dem Ac&sub3;-Punkt. Der selbst wenn sie auf etwa 700ºC in den α-Bereich erniedrigt wird, ist der Abbau der Eigenschaften gering.
Die Korngröße vom Ferrit (α) in dem warmgewalzten Stahlblech variiert mit dem Wechsel des Abkühlens von dem Ende des Feinwalzens bis zum Wickeln. Im allgemeinen werden die u-Körner bei einer langsamen Kühlrate von dem Ende des Feinwalzens bis zum Streifenaufwickeln grob. Im Falle der erfindungsgemäßen Stähle mit gemeinsamen Zusatz von Ti und Nb wird diese Tendenz besonders wahrnehmbar. Werden die α-Körner gröber, wird nicht nur die intergranulare Fläche vermindert, daher die (111)-Struktur nach dem Glühen nicht ausgebildet und der r Wert erniedrigt, sondern es werden auch die Korngrößen der Kristalle von dem Glühen vergrößert und die Festigkeit gegen Sekundärversprödung verschlechtert. Demzufolge ist es wesentlich, daß nach dem Ende des Feinwalzens ein rasches Kühlen, wie das Kühlen mit einem Wasserstrahl so rasch als möglich begonnen wird, und zwar innerhalb von 2 Sekunden nach dem Ende der Feinwalzung, und daß die mittlere Kühlrate vom Beginn des Kühlens bis zum Aufrollen nicht niedriger als 10 K/Sek. beträgt.
Gute Eigenschaften können erhalten werden, selbst wenn die Aufrolltemperatur nicht höher als 600ºC ist; indessen werden die Eigenschaften mehr verbessert, denn das Hochtemperatur- Aufwickeln oberhalb von 600ºC durchgeführt wird.
Der Einfluß in Richtung auf die Verbesserung der Eigenschaften hört auf bei Überschreiten der Aufrolltemperatur von 710ºC, wo auch die Entzunderungseigenschaft beträchtlich verschlechtert wird. Die obere Grenze wird daher auf 710ºC festgelegt.
Um die Tiefziehbarkeit zu verbessern, ist es notwendig, daß die Verstreckung beim Kaltwalzen nach dem Entzundern nicht niedriger als 50 %, vorzugsweise 70-90 % ausmacht. Insoweit als die kontinuierlichen Glühbedingungen, die - wie oben angeführt - beschränkten und mit den Mengen für C, N und S abgestimmten Anteile an Ti und Nb berücksichtigen, können Stahlbleche mit außerordentlich guter Tiefziehbarkeit, hoher Alterungsbeständigkeit und gutem Anisotropieverhalten hergestellt werden. Indessen verbessert die Festlegung allein dieser Elemente die Beständigkeit gegen Sekundärsprödigkeit nicht in hinreichendem Umfang.
Formbare Stahlbleche, wie die gemäß der vorliegenden Erfindung, werden häufig verwendet für die tiefgeformte Teile, wie Automobilhochdächern, Maschinenölwannen und dgl. Aus diesem Grunde ist es wesentlich, die Beständigkeit gegen Sekundärsprödigkeit zu verbessern. Wenn diese Beständigkeit gering ist, kann das Stahlblech durch einen starken Stoß nach dem Verpressen brechen, was völlig unerwünscht ist im Hinblick auf die Sicherheit vom Fahrzeugaufbau.
Die Zugabe von B (Bor), Sb (Antimon) oder dgl. wird als Möglichkeit zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Sekundärsprödigkeit angesehen. Indessen bestehen dann Probleme, etwa bei der Rekristallisationstemperatur im Falle von Bor, und treten Kostensteigerungen in beiden Fällen auf.
Diese Probleme werden bei der vorliegenden Erfindung gelöst durch eine Kombination der oben erläuterten Regelung der Kühlung beim Warmwalzen mit der nachstehend dargelegten Regelung des Erhitzens beim kontinuierlichen Glühen.
Die Erhitzungsrate während des Erhitzens von 400 auf 600ºC soll nicht weniger als 5 K/Sek. ein. Diese Festlegung ist notwendig aufgrund der Tatsache, daß gelöster Kohlenstoff im Stahl die Verursachung von einer intergranularen Abscheidung in diesem Temperaturbereich sehr begünstigt. Ein rasches Erhitzen wird durchgeführt zwecks Verhinderung der Abscheidung von P, wobei die intergranulare Festigkeit erhöht wird zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Sekundärsprödigkeit.
Bei der Kühlung im Bereich von 600 bis 400ºC ist die Beständigkeit gegen Sekundärsprödigkeit gut; es besteht keinerlei Notwendigkeit einer besonderen Festlegung wie im Falle der Erhitzungsstufe. Wenn jedoch das Quentchen in diesem Temperaturbereich mit einer Kühlrate von nicht weniger als 10 K/Sek. durchgeführt wird, wird die Beständigkeit gegen Sekundärversprödung stark verbessert.
Es ist wichtig, daß das Warmhalten bei nicht weniger als 700ºC während 1 Sekunde durchgeführt wird, um die Tiefziehbarkeit des Stahlblechs nach dem kontinuierlichen Glühen zu sichern. Andererseits verschlechtert sich die Tiefziehbarkeit plötzlich, wenn die Erhitzungstemperatur den Ac&sub3;-Punkt (etwa 920 bis 930ºC) überschreitet; daher muß die Erhitzungstemperatur auf 700ºC bis zum Ac&sub3;-Punkt eingestellt werden.
Die folgenden Beispiele dienen zur Erläuterung der Erfindung, ohne daß diese dadurch eingeschränkt werden soll.

Beispiel 1

Ein Stahl mit der folgenden chemischen Zusammensetzung: C: 0,0024 %, Si: 0,01 %, Mn: 0,17 %, P: 0,011 %, S: 0,005 %, Al, 0,037 %, N: 0,0021 %, Ti: 0,022 % ((48/14) N (%) + (48/32) S (%) = 0,0147 % 3< Ti< 3.(48/12) C (%) + (48/14) N (%) + (48/32) S (%) = 0,0435 %), Nb: 0,011 % (0,2 (48/12) C (%) = 0,0372 % < Nb< 1,0.(93/12) C (%) = 0,0186 %) und unvermeidbaren Verunreinigungen wurde aus einem Konverter abgestochen, einer RH-Entgasungsbehandlung unterzogen und kontinuierlich in eine Bramme gegossen. Die erhaltene Bramme wurde auf 1160ºC erwärmt und bei 900ºC warmgewalzt. Eine Sekunde danach wurde das warmgewalzte Stahlblech rasch gekühlt auf einem Auslauftisch mit einer Rate von 35 K/Sek. und gerollt bei 530ºC. Das Blech wurde dann gebeizt und kaltgewalzt bei einer Verstreckung um 80 %.
Die Erhitzungsrate von 400 auf 600ºC beim kontinuierlich Glühen wird - wie in der Tabelle I gezeigt - variiert. In diesem Fall wird das kaltgewalzte Stahlblech auf 400ºC erhitzt mit einer Erhitzungsrate von 15 K/Sek. und auf 600 bis 795ºC mit einer Rate von 4 K/Sek., bei 795ºC während 40 Sek. durchwärmt; danach wird das erhitzte Stahlblech gekühlt von 795ºC auf 600ºC mit einer Kühlrate von 1,5 K/Sek. und im Bereich von nicht mehr als 600ºC mit einer Rate von 5 K/Sek. Die Ergebnisse, die nach einem 0,5 %- Kaltnachwalzen erhalten wurden, sind in Tabelle I zusammengestellt. Wie aus dieser Tabelle 1 ersichtlich ist, wird durch die erfindungsgemäße Festlegung der Erhitzungsrate die Festigkeit gegen Sekundärbrüchigkeit verbessert ohne Verschlechterung des R-Werts und der Duktilität. Tabelle I Nr. Erhitzungsrate 400ºC bis 600ºC (K/Sek) Auftreten von Sprödrissen * Vergleichsbeispiel Anmerkungen: 1) Meßrichtung: Walzrichtung 2) r = (r&sub0;+ r&sub9;&sub0; + 2r&sub4;&sub5;)/4 3) Δr = (r&sub0; + r&sub9;&sub0; - 2r&sub4;&sub5;)/2 4) Wenn die untersuchte Probe einer Reckalterung bei 100ºC während 30 Minuten nach einem Recken von 7,5 % unterzogen wurde, gilt der Anteil für die Spannungszunahme als AI-Wert. 5) Die untersuchte Probe wird in 60 ausgestanzt und nach dem Stanzen zylindrisch gezogen bei einer Ziehrate von 2,00 unter Ausbildung eines Napfes. Der erhaltene Napf wird einem Fallgewichtstest bei W20C unter der Bedingung 5 kg/l m unterzogen, um festzustellen, ob Risse oder nicht entstanden sind. Es bedeuten: "o" keine Risse, "x" Auftreten von Rissen

Beispiel 2

Stahlblechproben A bis N mit der Zusammensetzung in Tabelle II wurden hergestellt unter den Warmzwalzbedingungen gemäß der Tabelle II. Die Herstellungsbedingungen entsprachen bis auf das kontinuierliche Glühen denen des Beispiels 1. Die Bedingungen für das kontinuierliche Glühen waren wie folgt: das Stahlblech wurde auf 400ºC erhitzt mit einer Rate von 13 K/Sek., von 400 auf 650ºC mit einer Rate von 6 K/Sek. und von 650 bis 810ºC mit einer Rate von 3 K/Sek.; danach wurde bei 810ºC während 20 Sekunden gehalten und auf Raumtemperatur mit einer Rate von 10 K/Sek. abgekühlt. Tabelle 2 (= 2(a) + 2(b) Nr. Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) Rolltemperatur (ºC) * Vergleichsbeispiel: Die unterstrichene Menge liegt außerhalb vom erfindungsgemäßen Bereich
Das kontinuierliche Glühen wurde durchgeführt gemäß dem in der Tabelle I gezeigten Erhitzungszyklus und die Haltebedingungen usw. entsprachen denen in Beispiel 1. Die mechanischen Eigenschaften der erhaltenen Produkte nach einem 0,5 %-igen Kaltnachwalzen sind in der ,nachfolgenden Tabelle III festgehalten. Tabelle III Nr. Auftreten von Sprödrissen * Vergleichsbeispiel Die Bestimmungsmethoden sind wie im Beispiel 1
Die Gehalte an Kohlenstoff (C) bei den Vergleichsstählen B, C und O, die Gehalte an Stickstoff (N) und Schwefel (S) bei den Vergleichs stählen D und E sind der Gehalt an Ti und Sb in Beziehung zu den Anteilen an Kohlenstoff, Stickstoff und Schwefel I bei den Vergleichsstählen F, G, H und I lagen außerhalb von den jeweils bei der vorliegenden Erfindung definierten Bereichen. Diese Vergleichsstähle hatten ungünstige Eigenschaften. Die Stähle A, I und P sowie die Stähle L und M sind Beispiele für weiche Stähle und hochfeste Stahlbleche gemäß dem ersten bzw. zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung. Beim Stahl J ist der Anteil an Ti etwas niedriger als beim Stahl P, indessen sind die anderen Bedingungen zumeist dieselben. Der Stahl J ist ein Beispiel gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung.
Gute Eigenschaften werden demgemäß nicht nur bei dem weichen Stahlblech TS≤343,2 MPa (35 kg mm&supmin;²) erhalten, sondern auch bei dem hochfesten Stahlblech mit einem Gehalt an den verstärkenden Elementen, wie P, Mn oder dergleichen.
Nach alledem gelingt gemäß der vorliegenden Erfindung die Herstellung von Stahlblechen, die alle Bedingungen erfüllen, die für pressenverformbare Stahlbleche mit größter Zuverlässigkeit, die sie für Automobilaufbauten und dgl. verwendet werden, erforderlich sind.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen mit guter Tiefziehbarkeit, umfassend:

das Warmwalzen eines Stahlbleches mit der folgenden Zusammensetzung: nicht mehr als 0,0035 Gew.-% an C, nicht mehr als 1,0 % an Si, nicht mehr als 1,0 % an Mn, 0,005 bis 0,10 % an Al, nicht mehr als 0,15 % an P, nicht mehr als 0,0035 % an N, nicht mehr als 0,015 % an S, (48/14 N (%) + (48/32 S (%)) - (3. 48/12 C (%) + 48/14 N (%) + 48/32 S (%)) an Ti und (0,2. 93/12 C (%)) - (93/12 C (%)) an Nb bei dem aus Eisen und nebensächlichen Elementen sowie Verunreinigungen bestehenden Rest,

den Beginn des Abkühlens vom Blech innerhalb von 2 Sekunden nach Ende der Feinwalzung und das Abkühlen des Stahlblechs mit einer mittleren Kühlrate von nicht weniger als 10 K/Sek. bis zum Erreichen der Aufrollstufe, das Rollen des abgekühlten Stahlblechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 710ºC,

das Kaltwalzen des gerollten Stahlblechs bis zu einer Verminderung um nicht weniger als 50 % und

das kontinuierliche Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs samt einer Hitzebehandlung, umfassend ein Erhitzen von 400ºC bis 600ºC bei einer Erhitzungsrate von nicht weniger als 5 K/Sek. und Warmhalten bei einem Temperaturbereich von 700ºC - Ac&sub3;-Punkt während nicht weniger als 1 Sekunde.

2. Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen mit guter Tiefziehbarkeit, umfassend:

das Warmwalzen eines Stahlbleches mit der folgenden Zusammensetzung: nicht mehr als 0,0035 Gew.-% an C, nicht mehr als 1,0 % an Si, nicht mehr als 1,0 % an Mn, 0,005 bis 0,10 % an Al, nicht mehr als 0,15 % an P, nicht mehr als 0,0035 % an N, nicht mehr als 0,015 % an S, 4. (C (%) + N (%)) - (3. 48/12 C (%) + 48/14 N (%) + 48/32 S (%)) an Ti und (0,2. 93/12 C (%)) - (93/12 C (%)) an Nb bei dem aus Eisen und nebensächlichen Elementen sowie Verunreinigungen bestehenden Rest,