DE69426809T2 - Verfahren zum Herstellen leicht verformbarer, hochfester, kaltgewalzter Stahlbleche mit guter Beständigkeit gegen Versprödung durch Weiterbearbeitung - Google Patents

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG Sachgebiet der Erfindung
• Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen eines hochformbaren, hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs, das ausgezeichnet in der Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung ist.
Beschreibung des in Bezug stehenden Stands der Technik
• Der Stand der Technik, der sich auf hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech bezieht, ist umfangreich. Hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech besteht aus einem Basisstahl, der vollständig während der Herstellung dekarbonisiert ist, was einen sehr niedrigen Kohlenstoffgehalt erzeugt. Um eine Formbarkeit sicherzustellen, werden C und N, die in dem Basisstahl aufgelöst sind, als Karbide oder Nitride durch Ti, Nb, oder andere Fixierelemente, die darin enthalten sind, fixiert. Der Basisstahl weist auch gelöste Verfestigungszusammensetzungen aus Si, P, Mn, usw., auf, um die Festigkeit zu verbessern.
• Zum Beispiel offenbart die japanische, offengelegte Patentpublikation Nr. 63-190141 ein kaltgewalztes Stahlblech, bei dem Mn und P zu Ti enthaltendem Stahl mit einem sehr niedrigen Kohlenstoffgehalt, wie dies vorstehend beschrieben ist, hinzugefügt sind. In einem solchen kaltgewalzten Stahlblech bewirkt ein Hinzufügen geeigneter Mengen an Mn und P eine kleine Menge gelösten Kohlenstoffs, der nach einem Glühen des Stahlblechs verbleibt, um dadurch wesentlich den r-Wert des Blechs zu erhöhen, d. h. den Rankford- Wert, der ein Maß für die Formbarkeit ist. Zusätzlich wird eine Sekundärbearbeitungsversprödung aufgrund des aufgelösten Kohlenstoffs, der an einer Korngrenze verbleibt, vermieden. Allerdings wird, wenn große Mengen von P zu dem vorstehend beschriebenen Stahl hinzugefügt werden, um eine größere Stahlfestigkeit zu erzeugen, eine Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung wesentlich verschlechtert. Die Hinzufügung von P ist zum Verbessern der Widerstandsfähigkeit von Stahl gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung bekannt. Allerdings tendiert Stahlblech, zu dem große Mengen einer Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzung hinzugefügt werden, dazu, durch dieselben Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzungen versprödet zu werden. Deshalb sind große Mengen von P erforderlich, um eine ausreichende Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung sicherzustellen. Wenn übermäßige Mengen von B hinzugefügt werden, tendieren allerdings die Verformbarkeit- und Warmwalzeigenschaften des Stahls dazu, daß sie sich verschlechtern. In der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 59-42742 ist ein Stahl vorgeschlagen, zu dem Si als eine Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzung zusätzlich zu Mn und P hinzugefügt wird, und B wird hinzugefügt, um eine Widerstandsfähigkeit gegen Sekundärbearbeitungsversprödung zu verbessern, um so einen hochfesten Stahl mit einem hohen r-Wert zu produzieren. Das Streckgrenzenverhältnis dieses kaltgewalzten Stahlblechs liegt bei sehr niedrigen 60% oder geringer. Allerdings hat man entdeckt, daß dann, wenn die Zugfestigkeit dieses hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs 40 kgf/mm² übersteigt, das Fest-Lösung Elemente, wie beispielsweise Si, Mn und P, enthält, und eine Ferrit- Einzelphasen-Struktur besitzt, es nahezu unmöglich ist, einen hochformbaren Stahl zu erhalten.
• Die Stähle, die in der japanischen, offengelegten Patentveröffentlichung Nr. 63-190141 und der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 59-42742 beschrieben sind, können dadurch erhalten werden, daß sie einer Glühung bei einer Temperatur unterhalb der Ac&sub1;- Transformationstemperatur unterworfen werden, um eine Ferrit-Einzelphasen-Struktur zu erhalten. Die EP-A-510 718 gibt Verfahren zum Erhöhen einer Stahlfestigkeit an, die ein Glühen des Stahls in zwei Phasenbereichen einsetzen, um eine feste, zweite Phase zu erzeugen. Allerdings wird die zweite Phase nur dazu verwendet, die Festigkeit des Stahls sicherzustellen, und dabei wird keine Betrachtung vorgenommen, die sich auf die Formbarkeit und Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung bezieht. Ein kaltgewalztes Stahlblech, das eine gut ausbalancierte Auswahl von Eigenschaften besitzt, die eine hohe Festigkeit von 38 kgf/mm² oder mehr, eine Formbarkeit und Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung, umfassen, würden für viele Anwendungen wünschenswert sein, einschließlich Anwendungen einer Außenbeplankung bei Kraftfahrzeugen oder in Haushaltsanwendungen.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
• Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert und einer hohen Festigkeit zu schaffen, das eine Zugfestigkeit von 38 kgf/mm² oder mehr, eine ausgezeichnete Formbarkeit und Sekundärbearbeitungsversprödung besitzt, und zwar unter Verwendung eines Stahls mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt, zu dem Ti, Nb und B in Kombination hinzugefügt sind, als Basisstahl.
• Um die Aufgabe, wie sie vorstehend beschrieben ist, zu lösen, haben die Erfinder umfangreich Stahl mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt studiert, zu dem Ti, Nb und B in Kombination hinzugefügt sind. Die Studien ergaben, daß dann, wenn Si, P, Mn, Ti, Nb und B zu einem Stahl mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt hinzugefügt werden, dabei überraschenderweise ein kritischer Mengenbereich von B existiert, der gemäß den Mengen der vorstehend beschriebenen Elemente bestimmt ist, die dann, wenn sie hinzugefügt werden, eine effektive Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung erzielen. Es ist weiterhin entdeckt worden, daß die Menge von B, die dazu erforderlich ist, eine Widerstandsfähigkeit gegen ein Sekundärbearbeitungsverspröden zu erzielen, wesentlich durch Glühen des Stahls in zwei Phasenbereichen verringert werden kann, um die zweite Phase in einer Mutterphase zu dispergieren.
• Es ist bekannt, daß, durch Hinzufügen von P zu dem Stahlblech mit einem sehr niedrigen Kohlenstoffgehalt, P an Korngrenzen abgeschieden wird, was eine Versprödung an den Korngrenzen verursacht. Es ist darauffolgend bekannt geworden, daß Si und Mn einen geringeren Effekt auf die Sprödigkeit haben, wenn sie individuell zu Stahl hinzugefügt werden, der einen niedrigen Kohlenstoffgehalt besitzt, allerdings verschlechtert sich die Sekundärbearbeitungssprödigkeit des Stahls weiter, wenn Si und Mn in Kombination zu dem Stahl, dem P hinzugefügt ist, hinzugefügt werden, und zwar aus Gründen, die bis jetzt noch nicht klar sind.
• Die Hinzufügung von P festigt effektiv die Korngrenzen gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung. Allerdings tendiert die Hinzufügung von P zu den Nachteilen hin, daß Zugeigenschaften, insbesondere Dehnung, und der r-Wert des Stahls, verschlechtert werden, und eine Rekristallisation von Austenit-Körnern beim Warmwalzen wird verzögert. Deshalb ist ein Hinzufügen von übermäßigen Mengen von B nicht wünschenswert. Es ist eine Aufgabe dieser Erfindung, ein Stahlblech anzugeben, das eine ausgezeichnete Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung besitzt, während der B-Gehalt des Stahls minimiert wird. Es ist nun entdeckt worden, daß eine Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung durch Vornehmen einer Hochtemperaturglühung verbessert werden kann und daß diese die zweite Phase in der Ferrit- Phase dispergiert. Dieser Effekt kann das Ergebnis sowohl der zweiten Phase, die den Prozeß von Rissen in dem Stahlblech hemmt, als auch der Verfestigung der Korngrenzen durch Vorsehen von gelöstem C, das durch Dekomposition von TiC und NbC während des Hochtemperaturglühens erzeugt ist, sein.
• Basierend auf den Ergebnissen, die vorstehend beschrieben sind, hat man entdeckt, daß ein kritischer Mengenbereich von B vorhanden ist, der entsprechend den Mengen von Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzungen hinzugefügt werden soll, wie beispielsweise Si, P und Mn, und haben beim Herstellen von hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechen geführt, die eine hohe Formbarkeit und eine ausgezeichnete Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung besitzen, zum Erfolg geführt.
• Das bedeutet, daß, gemäß einer Form der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit einer hohen Verformbarkeit und einer ausgezeichneten Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung von einer Stahlplatte geschaffen wird, wie es im Anspruch 1 definiert ist. In einer anderen Form der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit einer hohen Verformbarkeit und einer ausgezeichneten Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsversprödung von einer Stahlplatte geschaffen, wie es in Anspruch 2 definiert ist.
• Eine dritte Ausführungsform ist im Anspruch 3 definiert.
• Ein kaltgewalztes Stahlblech, das gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist, wird zum Beispiel als äußere Beplankung für Kraftfahrzeuge und elektrische Haushaltseinrichtungen (nachdem sie einer geeigneten Oberflächenbehandlung und einem Preßformen unterworfen sind) verwendet. Die Formbarkeit und Festigkeit, die in solchen Anwendungen erforderlich sind, werden in großem Maß durch die vorliegende Erfindung erreicht, so daß eine wesentliche Gewichtsverringerung in den entsprechenden Produkten erreicht wird.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
• Fig. 1 zeigt eine graphische Darstellung, die den Effekt eines Volumenprozentsatzes der Niedertemperatur-Transformationsphase bei der Spröd-Bruch-Übergangstemperatur des Produkts darstellt.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
• Bei der vorliegenden Erfindung liegen die Stahlzusammensetzung- und -herstellbedingung für den Stahl vorzugsweise innerhalb der folgenden Bereiche:
• C: 0,0005 bis 0,005 Gewichts-%
• Wenn gelöstes C in großen Mengen unter Rekristallisation verbleibt, wird der r-Wert des Stahls wesentlich verschlechtert. Weiterhin erfordern große Mengen von gelöstem C entsprechend starke Zugaben von Ti und Nb zum Fixieren des gelösten C. Deshalb ist es bevorzugt, daß der Gehalt von C 0,005 Gewichts-% oder weniger, noch bevorzugter 0,004 Gewichts-% oder weniger, am bevorzugtesten 0,003 Gewichts-% oder weniger, beträgt. Die derzeitige Technologie gibt vor, daß die minimale, untere Grenze für den C- Gehalt 0,005 Gewichts-% beträgt.
• Si: 0,2 bis 1,5 Gewichts-%
• Si funktioniert gut in Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzungen, da es eine effektive Fest-Lösung-Verfestigungsfähigkeit besitzt, aber dennoch nicht den r-Wert wesentlich verschlechtert. Deshalb sollten mindestens 0,2 Gewichts-% von Si hinzugefügt werden, um die erwünschte Festigkeit zu erhalten. Allerdings ist, da sich die Oberflächenbehandlungsfähigkeiten verschlechtern, wenn sich der Gehalt von Si erhöht, die obere Grenze von Si 1,5 Gewichts%.
• Mn: 0,5 bis 2,5 Gewichts-%
• Mn bedeutet eine wichtige Funktion bei der vorliegenden Erfindung, da Mn, im Gegensatz zu Si oder P, die Transformationstemperatur herabsetzt. Demzufolge können, durch Verwendung von Mn, effektiv Körner des warmgewalzten Stahlblechs auf eine kleine Größe reduziert werden. Da die feine Körnung von warmgewalztem Stahlblech eine ausgezeichnete Texturentwicklung des geglühten Blechs bewirkt, ist es sehr effektiv, Mn zum Verbessern des r-Werts des Stahls zu verwenden. Deshalb sollte eine untere Grenze von 0,5 Gewichts-% von Mn hinzugefügt werden. Weiterhin ist es, im Hinblick auf den Verzögerungseffekt, den Mn auf die Sekundärbearbeitungsversprödung hat, induziert durch das Vorhandensein von P, erwünscht, daß der Gehalt von Mn vorzugsweise auf ungefähr 1,0 Gewichts-% oder mehr eingestellt wird. Andererseits sind, da Mn selbst den r-Wert verschlechtert, übermäßige Zugaben von Mn unerwünscht. Wenn der Gehalt von Mn 2,5 Gewichts-% übersteigt, wird eine Niedertemperatur-Transformationsphase leicht erzeugt, die Ferrit-Phase verschwindet, und der r-Wert wird ernsthaft verschlechtert. Deshalb ist die obere Grenze des Gehalts von Mn 2,5 Gewichts-%.
• Weiterhin sollte die Menge an Mn, die relativ zu den Mengen von Si und P hinzugefügt ist, die folgende Bedingung erfüllen:
• 0,2 ≤ (Si (Gewichts-%) + P (Gewichts-%)) / Mn (Gewichts-%) ≤ 1,0
• Wenn die Beziehung (Si (Gewichts-%) + P (Gewichts-%)) / Mn (Gewichts-%) 0,2 oder weniger wird, wird der r-Wert des Stahls verschlechtert. Umgekehrt erhöht sich, wenn diese Beziehung 1,0 oder mehr wird, die Transformationstemperatur und die Feinkörnigkeit des warmgewalzten Blechs kann nicht erreicht werden.
• P: 0,05 bis 0,15 Gewichts-%
• P ist eine wichtige Komponente in einer Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzung, da P eine höhere Fest-Lösung-Verfestigungs-Fähigkeit als Si und Mn besitzt, und ist effektiv zum Verbessern des r-Werts. Demzufolge sollte ein Minimum von 0,05 Gewichts-% an P hinzugefügt werden. Andererseits sondert sich P, wenn es in großen Mengen hinzugefügt wird, an einer Korngrenze ab, um die Korngrenze zu verspröden, und bewirkt eine Mittenabsonderung unter Verfestigung davon. Deshalb sollte der Gehalt von P 0,15 Gewichts-% oder weniger, bevorzugter 0,12 Gewichts-% oder weniger, und am bevorzugtesten 0,10 Gewichts-% oder weniger, bleiben.
• S. 0,02 Gewichts-% oder weniger
• S besitzt keinen Effekt auf den r-Wert des Stahls. Allerdings erhöhen sich, wenn sich der Gehalt von S erhöht, Einschlüsse, wie beispielsweise MnS, was dadurch eine Verringerung einer lokalen Duktilität bewirkt, typisiert durch eine Streck-Bördel-Eigenschaft. Deshalb sollte der Gehalt an S auf 0,02 Gewichts-% oder weniger begrenzt sein.
• Al in Lösungs-Form: 0,1 Gewichts-% oder weniger
• Al in Lösungs-Form ermöglicht einen Deoxidationseffekt, der bei 0,1 Gewichts-% maximiert ist. Ein Überschreiten von 0,1 Gewichts-% von Af in Lösungs-Form führt nicht nur dazu, den Deoxidationseffekt nicht zu erhöhen, sondern erzeugt Einschlüsse, was dadurch einen nachteiligen Effekt auf die Formbarkeit des Stahls ausübt. Deshalb liegt der Gehalt von AI in Lösungs-Form bei 0,1 Gewichts-% oder weniger.
• N: 0,005 Gewichts-% oder weniger
• N ist eine Verunreinigung, die unvermeidbar in den Stahl hineingemischt ist. Wenn Ti zu dem Stahl hinzugefügt wird, wird N an dem Stahl als TiN fixiert, um die Formbarkeit zu verbessern. Allerdings verschlechtert das Vorhandensein von TiN in großen Mengen auch die Formbarkeit des Stahls. Deshalb ist die obere Grenze des Gehalts von N 0,005 Gewichts-%.
• Ti: 0,005 bis 0,2 Gewichts-%
• Ti ist effektiv beim Fixieren von gelöstem C, N und S als TiC, TiN und TiS an dem Stahl. Wenn die Menge von Ti geringer als 0,005 Gewichts-% ist, können gelöstes C, N und S nicht ausreichend an dem Stahl fixiert werden. Andererseits werden, wenn die Menge an Ti ungefähr 0,2 Gewichts-% übersteigt, Phosphide erzeugt, was die Dehnung und den r- Wert verschlechtert.
• Nb: 0,005 bis 0,2 Gewichts-%
• Nb wird, ähnlich Ti, zum Fixieren von gelöstem C (als NbC) an dem Stahl verwendet. Gelöstes C kann an dem Stahl nur mit Ti fixiert werden, allerdings kann es effektiver mit einer weiteren Hinzugabe von Nb fixiert werden. Allerdings bewirken übermäßige Mengen an Nb eine Nicht-Rekristallisation von Austenit beim Warmwalzen und die Formbarkeit des geglühten Stahls wird nachteilig beeinflußt. Deshalb beträgt die Menge von Nb, das hinzugefügt wird, 0,005 bis 0,2 Gewichts-%.
• B: bevorzugte Mengen, die entsprechend den Mengen von P, Mn und
• Si, usw., die vorhanden sind, bestimmt werden
• B wird zu dem Stahl hinzugefügt, um eine Sekundärbearbeitungsversprödung zu verhindern. Insbesondere erhöht sich, gemäß der vorliegenden Erfindung, da eine Fest-Lösung- Verfestigungs-Zusammensetzung zu einem Stahl mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt hinzugefügt wird, eine Sekundärbearbeitungsversprödung des Stahls. Demzufolge ist es bevorzugt, daß B zu dem Stahl in Mengen hinzugefügt wird, die durch die Sekundärbearbeitungsversprödung vorgegeben wird, verursacht durch Hinzufügen von Fest-Lösung- Verfestigungs-Zusammensetzungen, wie beispielsweise Si, Mn und P. Übermäßiges Hinzufügen von B verzögert die Rekristallisation von Austenit beim Warmwalzen, erhöht die Belastung beim Walzen und verschlechtert die Qualität des geglühten Stahls. Deshalb sollte der Gehalt von B 0,0002 bis 0,005 Gewichts-% betragen. Weiterhin wird B bevorzugt zudem Stahl in der Menge innerhalb des Bereichs von
• 0,001 A ≤ B (Gewichts-%) ≤ 0,003 A
• hinzugefügt werden, wobei A ein Parameter ist, der durch den folgenden Ausdruck unter Bezugnahme auf die Beziehung
• A = P (Gewichts-%) + 0,2 Mn (Gewichts-%) + 0,8 Si (Gewichts-%) - 0,2 bestimmt ist, oder durch den folgenden Ausdruck unter Bezugnahme auf die Beziehung
• A = P (Gewichts-%) + 0,2 Mn (Gewichts-%) + 0,8 Si (Gewichts-%) + 0,1 (Cu + Ni (Gewichts-%)) - 0,2
• bestimmt ist.
• Es ist wichtig, eine kritische Menge von B zu dem Stahl entsprechend den Mengen von Fest-Lösung-Verfestigungs-Zusammensetzungen, die zu dem Stahl hinzugefügt sind, hinzuzufügen. Dies rührt daher, daß der Stahl nicht nur durch die Hinzufügung von P versprödet, sondern auch durch die Hinzufügung von Si, Mn, Cu und Ni. Wenn die Menge von B ungefähr niedriger als das Produkt von 0,001 und der Parameter A, berechnet durch die vorstehenden Ausdrücke ist, wird die Stahlversprödung aufgrund der Fest-Lösung- Verfestigungs-Komponenten nicht nachteilig durch die Menge von B kompensiert. Andererseits erhöht sich, wenn die Hinzugaben von B das Produkt von 0,003 und dem Parameter A übersteigen, der nachteilige Effekt auf das Glühmaterial, wie dies vorstehend beschrieben ist. Deshalb liegt die Menge an B, das hinzugegeben wird, vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 0,001 A bis 0,003 A. In den vorstehenden Ausdrücken erzeugt jeder der Faktoren Mn, Si, Cu und Ni einen Grad einer Versprödung bezogen auf Gewichts- %, und jeder Effekt wird zu einem Versprödungseffekt, erzeugt durch P, kalibriert. Der End-Term ist ein Korrekturfaktor.
• Cu: 1,0 Gewichts-% oder weniger
• Cu ist eine Fest-Lösung-Verfestigungs-Komponente und wird zu dem Stahl entsprechend der Stahlfestigkeit, die erwünscht ist, hinzugefügt. Allerdings wird, wenn die Menge von Cu 1,0 Gewichts-% übersteigt, Cu niedergeschlagen. Demzufolge beträgt die obere Grenze des Gehalts von Cu 1,0 Gewichts-%. Es ist bevorzugt, daß Cu zu dem Stahl zusammen mit Ni hinzugefügt wird, so daß der Stahl eine Phase mit niedrigem Schmelzpunkt bildet.
• Ni: 1,0 Gewichts-% oder weniger
• Ni ist eine der Fest-Lösung-Verfestigungs-Komponenten, die hinzugefügt werden, um die Stahlfestigkeit, die erwünscht ist, zu erzeugen. Allerdings ist, da die Transformationstemperatur des Stahls wesentlich durch Ni herabgesetzt wird, die obere Grenze von Ni, die hinzugegeben werden, 1,0 Gewichts-%.
• Gemäß dieser Erfindung wird eine Stahlplatte, die eine Zusammensetzung besitzt, wie sie vorstehend beschrieben wird, als ein Ausgangsmaterial verwendet und einem Warmwalzen unterworfen. Dieses Warmwalzen muß bei einer Temperatur zwischen ungefähr der Ar&sub3;-Transformationstemperatur und ungefähr der Ar&sub3;-Transformationstemperatur + 100ºC fertiggestellt werden. Der warmgewalzte Stahl wird darauffolgend einem Wickeln, einem Entfernen von Oberflächenverzunderungen, einem Kaltwalzen und einem kontinuierlichen Glühen bei Temperaturen zwischen der Ac&sub1;-Transformationstemperatur + 5ºC und der Ac&sub1;-Transformationstemperatur + 50ºC, allerdings nicht geringer als 860ºC, durchgeführt, um den Volumenprozentsatz der Niedertemperatur-Transformationsphase innerhalb des Bereichs von 5 bis ungefähr 50% einzustellen.
• Die Endbearbeitungstemperatur FT (ºC) eines Warmwalzens wird entsprechend dem nachfolgenden Ausdruck kontrolliert:
• Ar&sub3;-Transformationstemperatur ≤ FT (ºC) ≤ Ar&sub3;-Transformationstemperatur + 100ºC, und sollte gemäß einer Ar&sub3;-Transformationstemperatur des Stahls geändert werden. Wenn die Warmwalzendbearbeitungstemperatur niedriger als die Ar&sub3;-Transformationstemperatur des Stahls ist, tritt ein Walzen des Stahls in zwei Phasenbereichen auf und die sich ergebende Textur beeinflußt nachteilig den r-Wert des geglühten Materials. Andererseits wird, wenn die Warmwalzendbearbeitungstemperatur höher als die Ar&sub3;- Transformationstemperatur + 100ºC ist, die Korngröße des warmgewalzten Stahlblechs groß, wodurch demzufolge die Bildung einer Textur beim Glühen, die für ein Tiefziehen effektiv ist, schwierig wird.
• Ein kontinuierliches Glühen wird nach einem Kaltwalzen des Stahls durchgeführt. Es ist notwendig, daß die Glühtemperatur T (ºC) im wesentlichen die folgenden Ausdrücke erfüllt:
• Ac&sub1;-Transformationstemperatur + 5ºC ≤ T ≤ Ac&sub1;-Transformationstemperatur + 50 ºC und T ≥ 860ºC. Eine stark niedrige Temperatur-Transformationsphase, die den Prozeß von Rissen verzögert, erzeugt an einer Korngrenze einer Mutterphase, sollte durch Einstellen der Glühtemperatur auf die Ac&sub1;-Transformationstemperatur oder darüber erzeugt werden. Demzufolge ist, um die Niedertemperatur-Transformationsphase in einer stabilen Art und Weise vom Herstellstandpunkt aus zu erzeugen, die Glühtemperatur die Ac&sub1;- Transformationstemperatur + 5ºC oder darüber. Allerdings wird, wenn ein Hochtemperaturglühen bei einer Temperatur durchgeführt wird, die die Aci-Transformationstemperatur + 50ºC oder mehr übersteigt, eine Formbarkeit des Stahlblechs ernsthaft verschlechtert. Zusätzlich wird die obere Grenze der Glühtemperatur auf 860ºC eingestellt, um genug gelöstes C zur Verfestigung der Korngrenze sicherzustellen.
• Der Volumenprozentsatz der Niedertemperatur-Transformationsphase, die eine harte, zweite Phase ist, wird innerhalb des Bereichs von 5 bis 50% durch Durchführung eines Glühens bei der Temperatur, wie dies vorstehend beschrieben ist, kontrolliert. Die untere Grenze von 5% wird zum Verzögerndes Fortschreitens von Rissen an der Korngrenze der Mutterphase eingestellt, und wird bevorzugt auf 8% oder mehr eingestellt, und wird am bevorzugtesten auf 10% oder mehr eingestellt. Je höher der Prozentsatz der Niedertemperatur-Transformationsphase ist, desto vorteilhafter ist dies für die Festigkeit und die Versprödung des damit hergestellten Stahls. Allerdings beträgt, da die Formbarkeit des Produktstahls durch den höheren Prozentsatz verschlechtert wird, der Prozentsatz der Niedertemperatur-Transformationsphase 50% oder weniger, bevorzugter 40% oder weniger, und am bevorzugtesten 30% oder weniger.
• Die folgenden Beispiele sind nur erläuternd und nicht dazu vorgesehen, den Schutzumfang der Erfindung zu definieren und zu begrenzen, dec in den beigefügten Ansprüchen definiert ist.
Beispiele:
• Verschiedene Stähle, die die Zusammensetzungen (1-12), dargestellt in Tabelle 1, haben, wurden durch Schmelzen und dann Unterwerfen einem Warmwalzen bei verschiedenen Endbearbeitungstemperaturen, dargestellt in Tabelle 2, gefolgt durch ein Wickeln und ein Säurebeizen, hergestellt. Dann wurden die Stähle kaltgewalzt mit einer Walzreduktion von 80% und einem Rekristallisationsglühen in einer kontinuierlichen Glühlinie bei den Glühtemperaturen, die in Tabelle 2 dargestellt sind, unterworfen. Die so erhaltenen Stahlbleche wurden auf Zugfestigkeit und Sekundärbearbeitungsversprödung geprüft. Die Sekundärbearbeitungsversprödung wurde in der folgenden Art und Weise geprüft: jeder der Stähle wurde mit 50 mm ausgestanzt und mit einem Stempel auf 24,4 mm gezogen, um ohren-nutartige Kappen, 21 mm hoch, zu bilden, dann wurde ein Gewicht von 5 kg aus einer Höhe von 0,8 auf die Kappen fallengelassen, um einen Aufschlag darauf aufzubringen, und die Brüchigkeit wurde darauffolgend durch das Vorhandensein einer Rißinitiierung evaluiert. Tabelle 1 Tabelle 2
• In Tabelle 2 sind Festigkeitseigenschaften und Ergebnisse des Tests für eine Sekundärbearbeitungsbrüchigkeit des Produktstahls gemäß jeder der Herstellbedingungen zusammengefaßt. Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, erfüllte der Produktstahl gemäß der vorliegenden Erfindung die Beziehung, die durch die folgende Gleichung dargestellt ist:
• 0,001 A ≤ B (Gewichts-%) ≤ 0,003 A
• wobei A ein Parameter ist, der unter Verwendung einer der folgenden Ausdrücke berechnet ist:
• A = P (Gewichts-%) + 0,2 Mn (Gewichts-%) + 0,8 Si (Gewichts-%) - 0,2
• oder
• A = P (Gewichts-%) + 0,2 Mn (Gewichts-%) + 0,8 Si (Gewichts-%) + 0,1 (Cu + Ni (Gewichts-%)) - 0,2,
• und die zweite Phase, durch Glühen bei den Temperaturen der Ac&sub1;- Transformationstemperatur oder darüber erzeugt, zeigt einen hohen r-Wert und eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsbrüchigkeit.
• Fig. 1 stellt die Beziehung zwischen der Brüchigkeit-Duktilität-Übergangstemperatur und dem Prozentsatz einer Niedertemperatur-Transformationsphase dar, wenn der Prozentsatz der Niedertemperatur-Transformationsphase durch Ändern der Glühbedingung in Bezug auf einen Stahl 2 in Tabelle 1 variiert wurde. Es ist aus Fig. 1 ersichtlich, daß ein Stahl mit einer ausgezeichneten Beständigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsbrüchigkeit durch Kontrollieren des Volumenprozentsatzes der zweiten Phase erhalten wurde. Allerdings verschlechterte sich, wenn der Volumenprozentsatz der zweiten Phase 50% überstieg, die Formbarkeit des Stahls schnell.
• Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech, das eine Zugfestigkeit von 38 kgf/mm² oder mehr besitzt, plus einer ausgezeichneten Formbarkeit und Widerstandsfähigkeit gegen eine Sekundärbearbeitungsbrüchigkeit erhalten, um dadurch eine hoch vorteilhafte Gewichtsreduktion bei der Verwendung für, zum Beispiel, Anwendungen einer äußeren Beplankung in Kraftfahrzeugen und elektrischen Haushaltseinrichtungen, zu erhalten.

Claims (3)

1. Verfahren zum Herstellen eines hochformbaren, hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs aus einer Stahlplatte, die die Zusammensetzung besitzt:

0,0005 bis 0,005 Gewichts-% C;

0,2 bis 1,5 Gewichts-% Si;

0,5 bis 2,5 Gewichts-% Mn;

0,05 bis 0,15 Gewichts-% P;

0,02 Gewichts-% oder weniger S;

0,1 Gewichts-% oder weniger Al in Lösungs-Form;

0,005 Gewichts-% oder weniger N;

eines oder beide von 0,005 bis 0,2 Gewichts-% Ti; und

0,005 bis 0,2 Gewichts-% Nb;

wobei die Mengen von Si, Mn und P die folgende Beziehung erfüllen:

0,2 ≤ (Si (Gewichts-%) + P (Gewichts-%)) / Mn (Gewichts-%) ≤ 1,0

B in der Menge innerhalb des Bereichs von:

0,001 A &le; B (Gewichts-%) < 0,003 A

wobei A ein Parameter ist, der durch den folgenden Ausdruck bestimmt ist:

A = P (Gewichts-%) + 0,2 Mn (Gewichts-%) + 0,8 Si (Gewichts-%) - 0,2;

und der Rest Fe mit unwesentlichen Verunreinigungen;

das die Schritte aufweist:

Warmwalzen der Stahlplatte zu einem Stahlblech, das bei einer Temperatur zwischen einer Ar&sub3;-Transformationstemperatur und einer Ar&sub3;- Transformationstemperatur +100ºC fertiggestellt wird;

Wickeln des Stahlblechs;

Kaltwalzen des Stahlblechs;

kontinuierliches Glühen des Stahlblechs bei einer Temperatur zwischen einer AC&sub1;- Transformationstemperatur + 5ºC und einer AC&sub1;-Transformationstemperatur + 50 ºC, und nicht niedriger als 860ºC, um dadurch den Volumenprozentsatz einer Niedertemperatur-Transformationsphase des Stahlblechs innerhalb des Bereichs von 5 bis 50% zu kontrollieren.

2. Verfahren zum Herstellen eines hochformbaren, hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs aus einer Stahlplatte, die die Zusammensetzung besitzt:

0,0005 bis 0,005 Gewichts-% C;

0,2 bis 1,5 Gewichts-% Si;

0,5 bis 2,5 Gewichts-% Mn;

0,05 bis 0,15 Gewichts-% P;

0,02 Gewichts-% oder weniger S;

0,1 Gewichts-% oder weniger Al in Lösungs-Form;

0,005 Gewichts-% oder weniger N;

eines oder beide von 0,005 bis 0,2 Gewichts-% Ti und

0,005 bis 0,2 Gewichts-% Nb;

eines oder beide von 1,0 Gewichts-% oder weniger Cu und

1,0 Gewichts-% oder weniger Ni;

wobei die Mengen von Si, Mn und P die folgende Beziehung erfüllen:

0,2 &le; (Si (Gewichts-%) + P (Gewichts-%)) / Mn (Gewichts-%) &le; 1,0

B in der Menge innerhalb des Bereichs von:

0,001 A &le; B (Gewichts-%) &le; 0,003 A

wobei A ein Parameter ist, der durch den folgenden Ausdruck bestimmt ist:

A = P (Gewichts-%) + 0,2 Mn (Gewichts-%) + 0,8 Si (Gewichts-%) + 0,1

(Cu + Ni (Gewichts-%)) - 0,2;

und der Rest Fe mit unwesentlichen Verunreinigungen:

das die Schritte aufweist:

Warmwalzen der Stahlplatte zu einem Stahlblech, das bei einer Temperatur zwischen einer Ar&sub3;-Transformationstemperatur und einer Ar&sub3;- Transformationstemperatur +100ºC fertiggestellt wird;

Wickeln des Stahlblechs;

Kaltwalzen des Stahlblechs;

kontinuierliches Glühen des Stahlblechs bei einer Temperatur zwischen einer AC&sub1;- Transformationstemperatur + 5ºC und einer AC&sub1;-Transformationstemperatur + 50 ºC, und nicht niedriger als 860ºC, um dadurch den Volumenprozentsatz einer Niedertemperatur-Transformationsphase des Stahlblechs innerhalb des Bereichs von 5 bis 50% zu kontrollieren.

3. Verfahren zum Herstellen eines hochformbaren, hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs aus einer Stahlplatte, die die Zusammensetzung besitzt:

0,0005 bis 0,005 Gewichts-% C;

0,2 bis 1,5 Gewichts-% Si;

0,5 bis 2,5 Gewichts-% Mn;

0,05 bis 0,15 Gewichts-% P;

0,02 Gewichts-% oder weniger S;

0,1 Gewichts-% oder weniger Al in Lösungs-Form;

0,005 Gewichts-% oder weniger N;

eines oder beide von 0,005 bis 0,2 Gewichts-% Ti und

0,005 bis 0,2 Gewichts-% Nb; '

wobei die Mengen von Si, Mn und P die folgende Beziehung erfüllen:

0,2 &le; (Si (Gewichts-%) + P (Gewichts-%)) / Mn (Gewichts-%) &le; 1,0

B in der Menge innerhalb des Bereichs von:

0,0002 bis 0,005 Gewichts-%

und der Rest Fe mit unwesentlichen Verunreinigungen;

das die Schritte aufweist:

Warmwalzen der Stahlplatte zu einem Stahlblech, das bei einer Temperatur zwischen einer Ar&sub3;-Transformationstemperatur und einer Ar&sub3;- Transformationstemperatur +100ºC fertiggestellt wird;

Wickeln des Stahlblechs;

Kaltwalzen des Stahlblechs;

kontinuierliches Glühen des Stahlblechs bei einer Temperatur zwischen einer AC&sub1;- Transformationstemperatur + 5ºC und einer AC&sub1;-Transformationstemperatur + 50 ºC, und nicht niedriger als 860ºC, um dadurch den Volumenprozentsatz einer Niedertemperatur-Transformationsphase des Stahlblechs innerhalb des Bereichs von 5 bis 50% zu kontrollieren.