DE60214086T2

DE60214086T2 - Hochduktiles Stahlblech mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung sowie Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE60214086T2
Application number: DE60214086T
Authority: DE
Inventors: Kawasaki Steel Corporation Saiji Chiba-shi Matsuoka; Kawasaki Steel Corporation Tetsuo Kurashiki-shi Shimizu; Kawasaki Steel Corporation Kei Chiba-shi Sakata; Kawasaki Steel Corporation Osamu Furukimi
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-06-06
Filing date: 2002-06-06
Publication date: 2006-12-21
Anticipated expiration: 2022-06-07
Also published as: US20050019601A1; EP1264911A3; AU4443502A; DE60214086D1; CN1396295A; KR100720875B1; ATE337416T1; US20030106622A1; CN1206383C; US20050016644A1; AU785150B2; CA2387322A1; US6818074B2; EP1264911B1; CA2387322C; EP1264911A2; ES2269558T3; KR20020093606A

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich hauptsächlich auf Stahlbleche für Kraftfahrzeuge und insbesondere auf hochduktile Stahlbleche mit sehr hoher Härtbarkeit durch Verformungsalterung und exzellenter Pressbarkeit, wie beispielsweise Duktilität, Stretch-Bördelformbarkeit und Ziehbarkeit, bei welchen die Zugfestigkeit durch eine Wärmebehandlung nach Pressumformen erheblich erhöht wird und Herstellungsverfahren hierfür. Der Begriff "Stahlbleche", wie hierin verwendet, soll warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und feuerverzinkte Stahlbleche enthalten. Der Begriff "Stahlbleche", wie hierin verwendet, soll auch Stahlbleche und Stahlbänder enthalten.
2. Beschreibung des Standes der Technik
In den letzten Jahren hat sich die Gewichtsreduzierung von Kraftfahrzeugkarosserien zu einem sehr wichtigen Thema in Hinblick auf die Emissionseinschränkungen zum Zweck der Bewahrung der globalen Umwelt entwickelt. Seit jüngstem werden Anstrengungen unternommen, damit eine höhere Festigkeit der Kraftfahrzeugstahlbleche erzielt wird und damit die Stahlblechdicke reduziert wird, um somit das Gewicht der Kraftfahrzeugkarosserien zu verringern.
Weil die meisten der Stahlblechkarosseriebauteile eines Kraftfahrzeuges durch Pressformen hergestellt werden, müssen die benutzten Stahlbleche eine exzellente Pressformbarkeit aufweisen. Um eine exzellente Pressformbarkeit zu erzielen, ist es notwendig, eine hohe Duktilität zu gewährleisten. Stretch-Bördeln wird oft eingesetzt, so dass die zu verwendeten Stahlbleche ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis aufweisen müssen. Generell führt jedoch eine höhere Festigkeit des Stahlblechs zu einer niedrigeren Duktilität und einem nied rigeren Loch-Ausdehnungsverhältnis, was folglich zu einer schlechten Pressformbarkeit führt. Als ein Ergebnis dessen besteht herkömmlich eine erhöhte Nachfrage für hochfeste Stahlbleche mit hoher Duktilität und exzellenter Pressformbarkeit.
Große Bedeutung wird nun auf die Sicherheit einer Kraftfahrzeugkarosserie zum Schutz von Fahrer und Passagiere bei einer Kollision gelegt und für diesen Zweck müssen Stahlbleche bei einer Kollision eine verbesserte Schlagbiegefestigkeit, als einen Sicherheitsstandard, aufweisen. Zum Zweck der Verbesserung der Kollisionseignung ist eine höhere Festigkeit in einem fertig gestellten Kraftfahrzeug bevorzugt. Die größte Nachfrage besteht deshalb für Stahlbleche mit niedriger Festigkeit, hoher Duktilität und exzellenter Pressformbarkeit beim Formen von Kraftfahrzeugbauteilen und die eine hohe Festigkeit und exzellente Kollisionseignung bei fertig gestellten Produkten aufweisen.
Um eine solche Nachfrage zu befriedigen, wurde ein Stahlblech mit sowohl hoher Pressformbarkeit als auch Festigkeit entwickelt. Dies ist ein Stahlblech des Typs Baking-Härtung (baking hardening), dessen Fließspannung durch Anlegen einer Baking-Behandlung erhöht wird, enthaltend Halten bei einer hohen Temperatur von 100 bis 200°C nach dem Pressformen. In diesem Stahlblech wird der C-Anteil, welcher letztendlich in einem Fest-Lösungszustand (gelöster C-Anteil) verbleibt, innerhalb eines geeigneten Bereichs kontrolliert, um somit die Weichheit, Formausbildung und Duktilität während des Pressformens beizubehalten. Bei einer nach dem Pressformen dieses Stahlblechs durchgeführten Baking-Behandlung wird der gelöste C zu einer Versetzung fixiert, die während des Pressformens hervorgerufen wird, und hemmt die Bewegung der Versetzung, dies führt zu einer Erhöhung der Fließspannung. Bei diesem Kraftfahrzeugstahlblech gemäß dem Baking-Härtungstyp kann die Fließspannung, aber nicht die Zugfestigkeit erhöht werden.
Die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 5-24979, offenbart ein Baking-Härtung, hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit einer Zusammensetzung, umfassend C: 0,08 bis 0,20%, Mn: 1,5 bis 3,5% und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen und mit einem Gefüge, bestehend aus gleichmäßigem Bainit, enthaltend nicht mehr als 5% an Ferrit, oder bestehend aus Bainit, welches teilweise Martensit enthält. Das in dem japanischen Patent, Veröffentlichung Nr. 5-24979, offenbarte kaltgewalzte Stahlblech wird hergestellt, indem das Stahlblech schnell auf eine Temperatur in dem Bereich von 400 bis 200°C während des Abkühlungsschritts nach kontinuierlichem Glühbehandeln abgekühlt wird und dasselbe dann langsam abgekühlt wird. Ein hohes Maß an Baking-Härtung, welches konventionell nicht vorhanden ist, wird hierdurch in dem Stahlblech durch Umwandeln des konventionellen Gefüges, hauptsächlich bestehend aus Ferrit, zu einem Gefüge hauptsächlich bestehend aus Bainit erzielt.
Bei dem in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 5-24979, offenbarten Stahlblech wird ein hohes Maß an Baking-Härtung, welches konventionell nicht vorhanden ist, durch eine Erhöhung der Fließfestigkeit nach der Baking-Behandlung erzielt. Auch bei diesem Stahlblech ist es jedoch schwierig, die Zugfestigkeit nach der Baking-Behandlung zu erhöhen und eine Verbesserung der Schlagbiegefestigkeit kann immer noch nicht erzielt werden.
Andererseits werden einige warmgewalzte Stahlbleche im Hinblick auf die Erhöhung von nicht nur der Fließspannung, sondern auch der Zugfestigkeit durch Ausführung einer Wärmebehandlung nach dem Pressformen vorgeschlagen.
Beispielsweise schlägt die japanische geprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 8-23048 ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs vor, enthaltend die Schritte: Wiedererwärmen eines Stahls, enthaltend C: 0,02 bis 0,13%, Si: nicht mehr als 2,0%, Mn: 0,6 bis 2,5%, gelöstem Al: nicht mehr als 0,10% und N: 0,0080 bis 0,0250% auf eine Temperatur von nicht weniger 1100°C und Durchführen von Warmendwalzen bei einer Temperatur von 850 bis 950°C. Das Verfahren umfasst auch die Schritte: Abkühlen des warmgewalzten Stahlblechs bei einer Abkühlrate von nicht weniger als 15°C/Sek. auf eine Temperatur von nicht weniger als 150°C und Aufwickeln des Gleichen, wodurch ein Verbundgefüge hauptsächlich umfassend Ferrit und Martensit gebildet wird. Bei dem Stahlblech, hergestellt durch das in der japanischen geprüften Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 8-23048, offenbarte Verfahren, werden die Zugfestigkeit und die Fließspannung durch Härtbarkeit durch Verformungsalterung erhöht; jedoch entsteht ein ernstzunehmendes Problem, indem Aufwickeln des Stahlblechs bei einer sehr niedrigen Aufwickeltemperatur von weniger als 150°C zu großen Verteilungen der mechanischen Eigenschaften führt. Ein weiteres Problem enthält eine hohe Verteilung der Fließfestigkeitszunahme nach den Pressformen und Baking-Behandlungen, sowie eine ungenügende Pressformbarkeit aufgrund eines niedrigen Loch-Ausdehnungsverhältnisses (λ) und verringerter Stretch-Bördelbearbeitbarkeit.
Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 11-199975 schlägt ein warmgewalztes Stahlblech zum Bearbeiten vor, welches hervorragende Dauerfestigkeitseigenschaften aufweist, enthaltend C: 0,03 bis 0,20%, geeignete Mengen an Si, Mn, P, S und Al, Cu: 0,2 bis 2,0%; und B: 0,0002 bis 0,002%, wobei das Mikrogefüge von diesem ein Verbundgefüge ist, welches Ferrit als eine primäre Phase und Martensit als eine sekundäre Phase umfasst, und die Ferritphase enthält Cu in einem Festlösungszustand und/oder ausgefälltem Zustand von nicht mehr als 2 nm. Das in der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 11-199975, veröffentlichte Stahlblech hat eine Aufgabe, basierend auf der Tatsache, dass das Dauerfestigkeitsgrenzverhältnis nur dann erstaunlich verbessert wird, wenn Cu und B in Kombination hinzugefügt werden und Cu in einen ultrafeinem Zustand von nicht mehr als 2 nm vorhanden ist. Für diesen Zweck ist es wesentlich, dass Warmendwalzen bei einer Temperatur oberhalb des A_r3-Umwandlungspunktes, Luftkühlen des Blechs innerhalb des Temperaturbereichs von A_r3 bis A_r1 für 1 bis 10 Sekunden, Abkühlen des Blechs bei einer Abkühlrate von weniger als 20°C/Sek. und Aufwickeln des abgekühlten Blechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 350°C durchgeführt wird. Eine niedrige Aufwickeltemperatur von nicht mehr als 350°C verursacht ernstzunehmende Verformung der Form des warmgewalzten Stahlblechs, was folglich eine stabile industrielle Herstellung verhindert.
Andererseits müssen einige Kraftfahrzeugbauteile einen hohen Korrosionswiderstand aufweisen. Ein feuerverzinktes Stahlblech ist ein Material, welches zum Anbringen an Abschnitten, von welchen ein hoher Korrosionswiderstand verlangt wird, geeignet ist. Aus diesem Grund besteht eine besondere Nachfrage für feuerverzinkte Stahlbleche mit exzellenter Pressbarkeit während des Umformens und welche durch eine Wärmebehandlung nach dem Umformen erheblich gehärtet werden.
Um eine solche Nachfrage zu befriedigen, schlägt z. B. das japanische Patent, Veröffentlichung Nr. 2802513 ein Herstellungsverfahren für ein feuerverzinktes Stahlblech durch Nutzung eines warmgewalzten Stahlblechs als ein Schwarzblech vor. Das Verfahren umfasst die Schritte: Warmwalzen einer Stahlbramme, enthaltend C: nicht mehr als 0,05%, Mn: 0,05 bis 0,5%, Al: nicht mehr als 0,1% und Cu: 0,8 bis 2,0% bei einer Aufwickeltemperatur von nicht mehr als 530°C. Das Verfahren umfasst ferner die nachfolgenden Schritte: Reduzieren der Stahlblechoberfläche durch Erwärmen des warmgewalzten Stahlblechs auf eine Temperatur von nicht mehr als 530°C und Feuerverzinken des Blechs, wobei erstaunliches Härten durch eine Wärmebehandlung nach dem Umformen vorhanden ist. Bei dem gemäß diesem Verfahren hergestellten Stahlblech muss die Erwärmungstemperatur jedoch hoch, nicht weniger als 500°C, sein, um die erstaunliche Härtung durch die Wärmebehandlung nach dem Umformen zu erhalten und dies ist in der Praxis ein Problem.
Die japanische ungeprüfte Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 10-310824 schlägt ein Herstellungsverfahren eines legierten, feuerverzinkten Stahlblechs vor, welches eine erhöhte Festigkeit durch eine Wärmebehandlung nach dem Umformen hat, welches ein warmgewalztes oder kaltgewalztes Stahlblech als ein Schwarzblech benutzt. Dieses Verfahren umfasst die Schritte: Warmwalzen eines Stahls, enthältend C: 0,01 bis 0,08%, geeignete Mengen an Si, Mn, P, S, Al und N und wenigstens eines von Cr, W und Mo: 0,05 bis 3,0% insgesamt. Das Verfahren umfasst ferner den Schritt zum Kaltwalzen oder Nachwalzen und Glühbehandeln des Blechs. Außerdem umfasst das Verfahren den Schritt zum Durchführen von Feuerverzinken an dem Blech und Erwärmen des Blechs zum Durchführen einer Legierungsbehandlung. Die Zugfestigkeit des Stahlblechs wird durch Erwärmen des Blechs bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs von 200 bis 450°C erhöht. Das resultierende Stahlblech bringt jedoch ein Problem mit sich, indem das Mikrogefüge ein Einphasen-Ferrit-, ein Ferrit-und-Perlit- oder ein Ferrit-und-Bainit-Verbundgefüge umfasst. Folglich ist eine hohe Duktilität und niedrige Fließfestigkeit nicht vorhanden, was zu einer niedrigen Pressbarkeit führt.
Zusammenfassung der Erfindung
Die vorliegende Erfindung wurde in Anbetracht der Tatsache entwickelt, dass trotz der wie vorher beschriebenen großen Nachfrage ein Verfahren zum stabilen industriellen Herstellen eines Stahlblechs, welches diese Eigenschaften erfüllt, nie vorgeschlagen wurde. Die vorliegende Erfindung löst die oben beschriebenen Probleme. Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, hochduktile und hochfeste Stahlbleche bereitzustellen, welche für Kraftfahrzeuge geeignet sind und exzellente Pressbarkeit und exzellente Härtbarkeit durch Ver formungsalterung aufweisen, bei welchen die Zugfestigkeit erheblich durch eine Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur nach dem Pressformen erhöht wird. Es ist auch eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Herstellungsverfahren bereitzustellen, welches in der Lage ist, die hochduktilen und hochfesten Stahlbleche stabil herzustellen.
Um die vorerwähnte Aufgabe der Erfindung zu erzielen, haben die gegenwärtigen Erfinder umfangreiche Studien betreffend der Wirkung des Stahlblechgefüges und der Legierungselemente auf die Härtbarkeit durch Verformungsalterung durchgeführt. Als ein Ergebnis dessen haben die Erfinder herausgefunden, dass ein Stahlblech mit hoher Reckalterung, die sowohl eine Erhöhung der Fließspannung als auch eine erstaunliche Erhöhung der Zugfestigkeit mit sich bringt, nach dem Durchführen einer Vorverformungsbehandlung (predeformation treatment) mit einer Vorbelastung (prestrain) von nicht weniger als 5% und einer Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur innerhalb des Bereichs von 150 bis 350°C erhalten werden kann, in dem (1) ein Stahlblechverbundgefüge, umfassend Ferrit und eine Phase, enthaltend Abschreckaustenit in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% geformt wird und (2) der C-Anteil innerhalb des Bereichs einer Niedrigkohlenstoffregion auf eine mittlere Kohlenstoffregion beschränkt wird, und Cu innerhalb eines geeigneten Bereichs oder wenigstens eines von Mo, Cr und W statt Cu beibehalten wird. Außerdem hat man herausgefunden, dass das Stahlblech zufrieden stellende Duktilität, ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis und exzellente Pressbarkeit hat.
Die Ergebnisse eines grundlegenden Experimentes, durchgeführt von den Erfindern an warmgewalzten Stahlblechen, werden zuerst beschrieben.
Ein Vorblech mit einer Zusammensetzung, umfassend, in Gew.-%, C: 0,10%, Si: 1,4%, Mn: 1,5%, P: 0,01%, S: 0,005%, Al: 0,04%, N: 0,002% und Cu: 0,3 oder 1,3% wurde auf 1250°C erwärmt und durchgewärmt. Dann wurde das Vorblech für drei Durchgänge zu einer Dicke von 2,0 mm gewalzt, so dass die Endwalz-Endtemperatur 850°C war. Danach wurden die Abkühlbedingungen und Aufwickeltemperatur geändert, um ein Stahlblech mit einem einzelnen Ferritgefüge zu einem warmgewalzten Stahlblech mit einem Verbundgefüge, bestehend aus Ferrit als eine primäre Phase und Abschreck-Austenit als eine sekundäre Phase (nachfolgend auch als ein Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge bezeichnet) umzuwandeln.
Festigkeitseigenschaften wurden durch einen Zugversuch an diesen resultierenden warmgewalzten Stahlblechen untersucht. Eine Vorverformungsbehandlung mit einer Zugvorverformung von 5% wurde an jedem Probestück, erhalten von diesen warmgewalzten Stahlblechen, angelegt. Dann, nachdem eine Wärmebehandlung bei 50 bis 350°C für 20 Minuten angelegt wurde, wurde ein Zugversuch durchgeführt, um die Festigkeitseigenschaften zu bestimmen und die Härtbarkeit durch Verformungsalterung wurde ausgewertet.
Die Härtbarkeit durch Verformungsalterung wurde in Form der Zunahme von ΔTS ausgewertet, d. h. ein Unterschied zwischen der Zugfestigkeit TS_HT nach Wärmebehandlung und der Zugfestigkeit TS vor der Wärmebehandlung. Das heißt, ΔTS = (Zugfestigkeit TS_HT nach Wärmebehandlung) – (Zugfestigkeit TS vor Vorverformungsbehandlung). Der Zugversuch wurde durch Nutzung von JIS Nr. 5-Zugversuchsprobestücken, die in Walzrichtung angefertigt wurden, durchgeführt.
1 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und dem Stahlblechgefüge. Eine Vorverformungsbehandlung mit einer Zugvorverformung von 5% und dann eine Wärmebehandlung von 250°C für 20 Minuten wurde an den Probestücken angelegt. Die ΔTS-Zunahme wurde durch den Unterschied der Zugfestigkeit TS zwischen vor und nach der Wärmebehandlung bestimmt. 1 deutet an, dass für einen Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, repräsentiert durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, erhalten wird, indem ein Ferrit/Abschreckaustenit Stahlblechverbundgefüge geformt wird. Für einen Cu-Anteil von 0,3 Gew.-% ist ΔTS unabhängig von dem Stahlblechgefüge weniger als 80 MPa und eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung kann nicht erzielt werden.
Es ist möglich, ein warmgewalztes Stahlblech mit einer hohen Härtbarkeit durch Verformungsalterung durch Einschränken des Cu-Anteils innerhalb eines geeigneten Bereichs und Formen eines Verbundgefüges mit Ferrit als eine primäre Phase und Abschreckaustenit als eine sekundäre Phase herzustellen.
2 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach der Vorverformungsbehandlung. Das Mikrogefüge des Stahlblechs ist ein Verbundgefüge mit Ferrit als eine primäre Phase und Abschreckaustenit als eine sekundäre Phase und das Volumenverhältnis des Abschreckaustenitgefüges ist 8% des gesamten Gefüges.
2 zeigt, dass sich die ΔTS-Zunahme erhöht, wenn die Wärmebehandlungstemperatur erhöht wird und sehr von dem Cu-Anteil abhängig ist. Mit einem Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% wird eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, repräsentiert durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, bei einer Wärmebehandlungstemperatur von nicht weniger als 150°C erhalten. Für einen Cu-Anteil von 0,3 Gew.-% ist ΔTS weniger als 80 MPa bei jeder Wärmebehandlungstemperatur und eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung kann nicht erzielt werden.
Zusätzlich wurde ein Loch-Ausdehnungstest an den Stahlblechen mit einem Einphasenferritgefüge oder einem Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge und Cu-Anteilen von 0,3 Gew.-% und 1,3 Gew.-% durchgeführt und das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde bestimmt. Bei dem Loch-Ausdehnungstest wurden Stanzlöcher in den Probestücken durch Stanzen mit einer Stanze geformt, die einen Durchmesser von 10 mm aufweist. Danach wurde die Loch-Ausdehnung mit einer konischen Stanze mit einem vertikalen Winkel von 60° durchgeführt, bis Risse, die durch das Blech in Richtung der Dicke verlaufen, gebildet wurden, so dass der Grat außerhalb war. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde durch die Gleichung: λ(%) = {(d – d₀)/d₀} × 100 bestimmt, wobei d₀ den Ausgangslochdurchmesser und d den inneren Lochdurchmesser beim Eintreten von Rissen bezeichnet.
Im Falle eines Cu-Anteils von 1,3 Gew.-% hatte ein warmgewalztes Stahlblech mit einem Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge ein Loch-Ausdehnungsverhältnis von ungefähr 140% und ein warmgewalztes Stahlblech mit einem Einphasenferritgefüge hatte ebenfalls ein Loch-Ausdehnungsverhältnis von ungefähr 140%. Im Gegensatz dazu, im Falle eines Cu-Anteils von 0,3 Gew.-%, hatte ein warmgewalztes Stahlblech mit einem Einphasenferritgefüge ein Loch-Ausdehnungsverhältnis von 120% und ein warmgewalztes Stahlblech mit einem Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge ein Loch-Ausdehnungsverhältnis von ungefähr 80%.
Wie oben beschrieben ist klar, dass das warmgewalzte Stahlblech mit einem Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge ein erhöhtes Loch-Ausdehnungsverhältnis hat und dass die Loch-Ausdehnungsformbarkeit mit einem höheren Cu-Anteil verbessert wird. Die genauen Mechanismen zum Verbessern der Loch-Ausdehnungsformbarkeit durch Cu wurden bis jetzt noch nicht geklärt. Es wird angesehen, dass das enthaltende Cu den Härteunterschied zwischen dem Ferrit/Abschreckaustenit und dem umgewandelten Verformungsmartensit verringert.
Bei dem warmgewalzten Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung fällt sehr feines Cu in dem Stahlblech als ein Ergebnis einer Vorverformung mit einer Verformung von 2% oder mehr, gemessen beim Messen der Erhöhung des Umform-Widerstandes von vor bis nach einer herkömmlichen Wärmebehandlung und der bei einer relativ niedrigen Temperatur in dem Bereich von 150 bis 350°C ausgeführten Wärmebehandlung aus. Gemäß einer von den gegenwärtigen Erfindern durchgeführten Untersuchung wird angesehen, dass eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, die zu einer Erhöhung der Fließspannung und einer erstaunlichen Erhöhung der Zugfestigkeit führt, wahrscheinlich durch diese Ausfällung von sehr feinem Cu erzielt wird. Eine solch feine Ausfällung von sehr feinem Cu durch eine Wärmebehandlung in einem Niedrigtemperaturbereich wurde noch nie bei einem Stahl mit extrem geringem Kohlenstoff (ultra-low) oder Niedrigkohlenstoffstahl in den bis jetzt herausgegebenen Studien beobachtet. Eine Ursache für die Ausfällung von sehr feinem Cu bei einer Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur wurde bis heute nicht geklärt. Es ist voraussichtlich jedoch wie folgend. Während isothermischem Halten in dem Temperaturbereich von 620 bis 780°C oder während langsamen Abkühlen von diesem Temperaturbereich nach schnellem Abkühlen anschließend zum Warmwalzen wird eine große Menge an Cu zu der γ-Phase verteilt. Nach dem Abkühlen wird Cu in dem Abschreckaustenit in einem Übersättigungszustand aufgelöst. Das Abschreckaustenit wird durch eine Vorverformung von nicht weniger als 5% zu Martensit umgeformt und sehr feines Cu fällt in dem umgewandelten Verformungsmartensit während einer anschließenden Niedrigtemperaturbehandlung aus.
Als nächstes wird ein grundlegendes Experiment beschrieben, welches von den gegenwärtigen Erfindern an dem kaltgewalzten Stahlblech durchgeführt wurde.
Ein Vorblech mit einer Zusammensetzung, umfassend, in Gew.-%, C: 0,10%, Si: 1,2%, Mn: 1,4%, P: 0,01%, S: 0,005%, Al: 0,03%, N: 0,002% und Cu: 0,3 oder 1,3% wurde auf 1250°C erwärmt, durchgewärmt und Walzen für drei Durchgänge zu einer Dicke von 4,0 mm unterworfen, so dass die Endwalz-Endtemperatur 900°C war. Nach Vollendung des Endwalzens wurde eine Behandlung entsprechend einem Temperaturhalten von 600°C für eine Stunde als eine Aufwickelbehandlung durchgeführt. Danach wurde das Blech bei einer Höhenabnahme von 70% zu einem kaltgewalzten Blech mit einer Dicke von 1,2 mm kaltgewalzt. Das kaltgewalzte Blech wurde bei einer Temperatur in dem Bereich von 700 bis 850°C erwärmt und für 60 Sekunden durchgewärmt. Danach wurde das Blech auf 400°C abgekühlt und wurde bei dieser Temperatur (400°C) für 300 Sekunden zum Rekristallisationsglühen beibehalten. Durch das Rekristallisationsglühen wurden unterschiedliche kaltgewalzte Bleche erhalten, bei welchen das Gefüge von einem Einphasenferritgefüge zu einem Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge umgewandelt wurde.
Zugversuche wurden an den resultierenden kaltgewalzten Stahlblechen, wie bei den warmgewalzten Stahlblechen zum Bestimmen der Festigkeitseigenschaften durchgeführt. Die Festigkeitseigenschaften (YS, TS) wurden durch Anfertigen von Probestücken von diesen kaltgewalzten Stahlblechen, Anlegen einer Vorverformungsbehandlung mit einer 5%igen Zugvorverformung an diesen Probestücken, dann Erwärmen der Stahlbleche bei 50 bis 350°C für 20 Minuten und danach Durchführen der Zugversuche bestimmt.
Die Härtbarkeit durch Verformungsalterung wurde in Form der Zugfestigkeitserhöhung ΔTS von vor bis nach der Wärmebehandlung, wie bei dem warmgewalzten Stahlblech, ausgewertet.
3 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Rekristallisationsglühungs-Temperatur. Der Wert ΔTS wurde durch Anlegen einer Vorverformungsbehandlung mit einer 5%igen Zugvorverformung an den Probestücken, die aus den resultierenden kaltgewalzten Stahlblechen angefertigt wurden, Durchführen einer Wärmebehandlung bei 250°C für 20 Minuten und Durchführen eines Zugversuchs bestimmt.
3 deutet an, dass durch Einsetzen einer Rekristallisationsglühungs-Temperatur von nicht weniger als 750°C, um das Stahlblechgefüge zu einem Ferrit/Abschreckaustenitver bundgefüge umzuwandeln, eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, repräsentiert durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, im Falle eines Cu-Anteils von 1,3 Gew.-% vorhanden ist. Andererseits ist eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung in dem Fall eines Cu-Anteils von 0,3 Gew.-% nicht vorhanden, weil ΔTS bei jeder Rekristallisationsglühungs-Temperatur weniger als 80 MPa ist. 3 vermittelt die Möglichkeit zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einer hohen Härtbarkeit durch Verformungsalterung, indem der Cu-Anteil optimiert und ein Ferrit/Abschreckaustenitverbundgefüge ausgebildet wird.
4 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungsbehandlung. Das genutzte Stahlblech wurde bei 800°C, welche der Zweiphasenbereich von Ferrit (α) + Austentit (γ) ist, für eine Haltezeit von 60 Sekunden nach dem Kaltwalzen geglüht, von der Haltetemperatur (800°C) auf 400°C bei einer Abkühlrate von 30°C/Sek. abgekühlt und bei 400°C für 300 Sekunden gehalten. Die Stahlbleche hatten ein Ferrit/Abschreckaustenit (sekundäre Phase)-Verbundmikrogefüge. Das Volumenverhältnis des Abschreckaustenitgefüges ist 4%.
4 zeigt, dass sich die ΔTS-Zunahme bei Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur erhöht und sehr von dem Cu-Anteil abhängig ist. Mit einem Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% wird eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, repräsentiert durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, bei einer Wärmebehandlungstemperatur von nicht weniger als 150°C erhalten. Für einen Cu-Anteil von 0,3 Gew.-% ist ΔTS weniger als 80 MPa für jede Wärmebehandlungstemperatur und eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung kann nicht erhalten werden.
Zusätzlich wurde ein Loch-Ausdehnungsversuch an den kaltgewalzten Stahlblechen mit einem Ferrit/Austenitverbundgefüge und Cu-Anteilen von 0,3 Gew.-% und 1,3 Gew.-% zum Bestimmen des Loch-Ausdehnungsverhältnisses (λ), wie bei dem warmgewalzten Stahlblech durchgeführt.
Bei dem kaltgewalzten Stahlblech mit einem Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% ist λ 130%, während bei dem kaltgewalzten Stahlblech mit einem Cu-Anteil von 0,3% λ 60%. ist. Es geht klar hervor, dass für einen Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% das Loch-Ausdehnungsverhältnis erhöht und Loch-Ausdehnungsformbarkeit, sogar bei dem kaltgewalzten Stahlblech, wie bei dem warmgewalzten Stahlblech verbessert ist. Die genauen Verbesserungsmechanismen der Loch-Ausdehnungsformbarkeit mit dem Cu-Anteil wurden wie bei dem warmgewalzten Stahlblech noch nicht geklärt. Auch bei dem kaltgewalzten Stahlblech wird angesehen, dass das enthaltende Cu den Härteunterschied zwischen dem Ferrit/Abschreckaustenitgefüge und dem umgewandelten Verformungsmartensitgefüge verringert.
Bei dem kaltgewalzten Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung fällt sehr feines Cu in dem Stahlblech als ein Ergebnis einer Vorverformung mit einer Verformung größer als 2% aus, welche der Vorverformung bei Messung der Zunahme der Verformungsspannung von vor bis nach einer gewöhnlichen Wärmebehandlung und einer Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur von 150 bis 350°C entspricht. Gemäß einer von den gegenwärtigen Erfindern durchgeführten Studie wird auch bei dem kaltgewalzten Stahlblech eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, welche eine Erhöhung der Fließspannung und eine erstaunliche Erhöhung der Zugfestigkeit mit sich bringt, wahrscheinlich durch eine Ausfällung von sehr feinem Cu erzielt. Ein Grund der Ausfällung von sehr feinem Cu während einer Wärmebehandlung in einem niedrigen Temperaturbereich wurde bis jetzt noch nicht geklärt. Es ist jedoch voraussichtlich wie folgend. Während des Rekristallisationsglühens in dem Zweiphasenbereich von α + γ wird eine große Menge an Cu in der γ-Phase verteilt. Das verteilte Cu verbleibt sogar nach dem Abkühlen und wird in dem Martensit in einem übersättigten Zustand aufgelöst und sehr feines Cu wird durch eine Vorverformug von nicht weniger als 5% und einer Niedrigtemperaturbehandlung ausgefällt.
Als nächstes wird das Ergebnis eines grundlegenden Experimentes, welches von den gegenwärtigen Erfindern an dem feuerverzinkten Stahlblech durchgeführt wurde, beschrieben.
Ein Vorblech mit einer Zusammensetzung, umfassend, in Gew.-%, C: 0,08%, Si: 0,5%, Mn: 2,0%, P: 0,01%, S: 0,004%, Al: 0,04%, N: 0,002% und Cu: 0,3 oder 1,3% wurde auf 1250°C erwärmt und durchgewärmt. Danach wurde das Vorblech Walzen für drei Durchgänge zu einer Dicke von 4,0 mm unterworfen, so dass die Endwalz-Endtemperatur 900°C war. Nach dem Endwalzen wurde eine Behandlung entsprechend einem Temperaturhalten von 600°C für 1 Stunde als eine Aufwickelbehandlung ausgeführt. Dann wurde das warmge walzte Blech unter einer Höhenabnahme von 70% zu einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von 1,2 mm kaltgewalzt. Dann wurde das kaltgewalzte Blech erwärmt und bei 900°C durchgewärmt und bei einer Abkühlrate von 30°C/Sek. abgekühlt (eine primäre Wärmebehandlung). Das Stahlblech hatte nach der primären Wärmebehandlung ein Lathmartensitgefüge (lath martensite). Das Stahlblech wurde nach der primären Wärmebehandlung einer sekundären Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Temperaturen unterworfen, und dann schnell auf eine Temperatur in dem Bereich von 450 bis 500°C abgekühlt. Das Blech wurde dann in ein feuerverzinktes Bad (0,13 Gew.-% Al-Zn-Bad), um eine feuerverzinkte Schicht auf der Oberfläche zu formen, eingetaucht. Außerdem wurde das Blech auf eine Temperatur in dem Bereich von 450 bis 550°C zum Legieren der feuerverzinkten Schicht wiedererwärmt (Fe-Anteil in der galvanisierten Schicht: ungefähr 10%).
Für das resultierende feuerverzinkte Stahlblech wurden Festigkeitseigenschaften durch einen Zugversuch bestimmt. Zusätzlich wurden von dem feuerverzinkten Stahlblech Probestücke angefertigt und eine Vorverformungsbehandlung mit einer 5%igen Zugvorverformung wurde an diesen Probestücken angelegt, wie bei dem warmgewalzten und dem kaltgewalzten Stahlblech. Dann wurde eine Wärmebehandlung von 50 bis 350°C für 20 Minuten durchgeführt. Danach wurde ein Zugversuch zum Bestimmen der Festigkeitseigenschaften durchgeführt. Die Härtbarkeit durch Verformungsalterung wurde in Form der ΔTS-Zunahme der Zugfestigkeit von vor bis nach der Wärmebehandlung ausgewertet.
5 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der sekundären Wärmebehandlungstemperatur. Die ΔTS-Zunahme wurde durch Anlagen einer Zugvorverformung von 5% an den Probestücken, die von den resultierenden feuerverzinkten Stahlblechen gesammelt wurden, Ausführen einer Wärmebehandlung bei 250°C für 20 Minuten und Durchführen eines Zugversuchs bestimmt.
5 deutet an, dass für einen Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, repräsentiert durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, durch Formen eines Ferrit/angelassenen Martensit/Abschreckaustenitverbundstahlblechgefüge erhalten werden kann. Im Gegensatz dazu kann in dem Fall eines Cu-Anteils von 0,3 Gew.-% eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung nicht erhalten werden, weil ΔTS weniger als 80 MPa für jede sekundäre Wärmebehandlungstemperatur ist.
5 vermittelt die Möglichkeit zum Herstellen eines feuerverzinkten Stahlblechs mit einer hohen Härtbarkeit durch Verformungsalterung durch Optimieren des Cu-Anteils und durch Formen eines Ferrit/angelassenen Martensit/Abschreckaustenitverbundgefüges.
6 veranschaulicht die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungsbehandlung. Die ΔTS-Zunahme wurde durch Anlegen einer 5%igen Zugvorverformung an den Probestücken, die von den legierten feuerverzinkten Stahlblechen angefertigt wurden, welche bei einer sekundären Wärmebehandlungstemperatur von 800°C behandelt wurden, Durchführen einer Wärmebehandlung von 50 bis 350°C für 20 Minuten und Durchführen eines Zugversuchs bestimmt.
6 zeigt, dass sich die ΔTS-Zunahme bei Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur nach der Vorverformungsbehandlung erhöht und sehr von dem Cu-Anteil abhängig ist. Eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, repräsentiert durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, kann mit einem Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% bei einer Wärmebehandlungstemperatur von nicht weniger als 150°C erhalten werden. Im Gegensatz ist bei einem Cu-Anteil von 0,3 Gew.-% ΔTS weniger als 80 MPa für jede Wärmebehandlungstemperatur und eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung kann nicht erzielt werden.
Bei dem feuerverzinkten Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung fällt sehr feines Cu in dem Stahlblech als ein Ergebnis einer Vorverformung mit einer Verformung von mehr als 2% aus, welche eine herkömmliche Belastungsmenge beim Messen der Verformungsspannungszunahme von vor bis nach einer Wärmebehandlung ist, und einer Wärmebehandlung innerhalb eines relativ niedrigen Temperaturbereichs von 150 bis 350°C. Gemäß einer von den gegenwärtigen Erfindern durchgeführten Studie wird eine hohe Härtbarkeit durch Verformungsalterung, welche eine Erhöhung der Fließspannung und eine erstaunliche Erhöhung der Zugfestigkeit mit sich bringt, wahrscheinlich durch Ausfällen von sehr feinem Cu erzielt. Ein Grund der Ausfällung von sehr feinem Cu bei einer Wärmebehandlung in einem niedrigen Temperaturbereich wurde bis heute noch nicht geklärt. Es ist voraussichtlich jedoch wie folgt. Während einer Wärmebehandlung in dem Zweiphasenbereich von Ferrit (α) + Austenit (γ) wird eine große Menge an Cu in der γ-Phase verteilt und das verteilte Cu, welches sogar nach dem Abkühlen verbleibt, wird zu dem Abschreckaustenit in einem übersät tigten Zustand aufgelöst. Das Abschreckaustenit wird zu Martensit durch eine Vorverformung von nicht weniger als 5% umgewandelt und sehr feiner Cu fällt in dem Martensit durch eine anschließende Niedrigtemperaturbehandlung aus.
Außerdem wurde ein Loch-Ausdehnungsversuch durch Nutzung der feuerverzinkten Stahlbleche mit einem Ferrit/angelassenen Martensit/Abschreckaustenit und Cu-Anteilen von 0,3 Gew.-% und 1,3 Gew.-% durchgeführt, um das Loch-Ausdehnungsverhältnis (λ), wie bei dem warmgewalzten und kaltgewalzten Stahlblech zu bestimmen.
Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ des Stahlblechs mit einem Cu-Anteil von 1,3% war 120%, während das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ des Stahlblechs mit einem Cu-Anteil von 0,3% 50% war. Die Ergebnisse deuten an, dass für einen Cu-Anteil von 1,3 Gew.-% das Loch-Ausdehnungsverhältnis erhöht und Loch-Ausdehnungsformbarkeit verbessert wird, im Vergleich mit einem Cu-Anteil von 0,3%.
Die genauen Verbesserungsmechanismen der Loch-Ausdehnungsformbarkeit mit dem Cu-Anteil wurden noch nicht geklärt, wie bei dem warmgewalzten und kaltgewalzten Stahlblech, aber es wird jedoch angesehen, dass das enthaltende Cu den Härteunterschied zwischen dem Ferrit, dem angelassenen Martensit/Abschreckaustenit und dem Martensit, geformt durch spannungsveranlasste Umformung, reduziert.
Auf Basis dieser neuen Entdeckungen, wie oben beschrieben, haben die gegenwärtigen Erfinder weitere intensive Studien durchgeführt und herausgefunden, dass die oben genannten Phänomene auch in Stahlblechen auftreten, welche kein Cu enthalten.
Das Gefüge eines Stahlblechs mit einer Zusammensetzung, enthaltend wenigstens eines von Mo, Cr und W wurde zu einem Verbundgefüge, enthaltend eine primäre Ferritphase und eine Phase, enthaltend Abschreckaustenit als sekundäre Phase umgewandelt. Danach wurde herausgefunden, dass sehr feine Carbide in dem spannungsveranlassten umgewandelten Martensit durch Anlegen einer Vorverformung und Wärmebehandlung in einem niedrigen Temperaturenbereich ausgefällt worden, was zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit führte. Die spannungsveranlasste feine Ausfällung bei einer niedrigen Temperatur war bei einer Stahlzusammensetzung, enthaltend wenigstens eines von Nb, Ti und V zusätzlich zu wenigstens einem von Mo, Cr und W noch bemerkbarer.
Die vorliegende Erfindung wurde durch weitere Studien auf Basis der oben genannten Entdeckungen ausgeführt. Die vorliegende Erfindung ist in dem beigefügten Anspruchssatz angegeben.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und dem Stahlblechgefüge eines warmgewalzten Stahlblechs nach einer Vorverformungs- und Wärmebehandlung veranschaulicht;
2 ist ein Graph, der die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungs- und einer Wärmebehandlung eines warmgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
3 ist ein Graph, welcher die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Rekristallisationsglühungs-Temperatur nach einer Vorverformung und einer Wärmebehandlung eines kaltgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
4 ist ein Graph, welcher die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformungs- und Wärmebehandlung eines kaltgewalzten Stahlblechs veranschaulicht;
5 ist ein Graph, welcher die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der sekundären Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformung und einer Wärmebehandlung eines feuerverzinkten Stahlblechs veranschaulicht; und
6 ist ein Graph, welcher die Wirkung des Cu-Anteils auf das Verhältnis zwischen ΔTS und der Wärmebehandlungstemperatur nach einer Vorverformung und einer Wärmebehandlung eines feuerverzinkten Stahlblechs veranschaulicht.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Ein hochduktiles Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat eine Zugfestigkeit TS von nicht weniger als 440 MPa, ein Verbundgefüge, umfassend eine primäre Phase, enthaltend eine Ferritphase, und eine sekundäre Phase, enthaltend eine Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 1%, exzellente Pressbarkeit und exzellente Härtbarkeit durch Verformungsalterung, welche durch eine erstaunlich erhöhte Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa während einer Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur nach Pressformen bezeichnet wird. Der in der vorliegenden Erfindung benutzte Begriff "primäre Phase" soll ein Gefüge bezeichnen, welches nicht weniger als 50% eines Volumenverhältnisses besetzt.
Der in der vorliegenden Erfindung benutzte Begriff "hochduktiles Stahlblech" soll ein Stahlblech mit einer Balance (TS × EI) einer Zugfestigkeit (TS) und einer Dehnung (EI) von nicht weniger als 19000 MPa-% bezeichnen.
Außerdem bedeutet der in der vorliegenden Erfindung benutzte Begriff "ΔTS" eine Zugfestigkeitszunahme zwischen vor und nach der Wärmebehandlung bei einer Temperatur in dem Bereich von 150 bis 350°C für eine halte Zeit von nicht weniger als 30 Sekunden eines Stahlblechs, welches einer Vorverformungsbehandlung einer plastischen Zugverformung (tensile plastic strain) von nicht weniger als 5% unterworfen wurde. Das heißt, ΔTS = (Zugfestigkeit nach Wärmebehandlung) – (Zugfestigkeit vor Vorverformungsbehandlung). Die Stahlbleche gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und feuerverzinkte Stahlbleche.
Alle Stahlbleche (warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und feuerverzinkte Stahlbleche) mit dem oben genannten Gefüge haben hohe Duktilität, exzellente Pressbarkeit und exzellente Härtbarkeit durch Verformungsalterung.
Der in der vorliegenden Erfindung benutzte Begriff "überlegene Härtbarkeit durch Verformungsalterung" oder der Begriff "exzellente Härtbarkeit durch Verformungsalterung" soll bedeuten, dass, wenn ein Stahlblech einer Vorverformungsbehandlung von nicht weniger als 5% an plastischer Zugverformung unterworfen wird und dann einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs von 150 bis 350°C für eine Haltezeit von nicht weniger als 30 Sekunden, die ΔTS-Zunahme der Zugfestigkeit zwischen vor und nach der Wärmebehandlung nicht weniger als 80 MPa ist, wobei ΔTS = (Zugfestigkeit TS_HT nach Wärmebehandlung) – (Zugfestigkeit TS vor Vorverformungsbehandlung). Vorzugsweise ist die ΔTS-Zunahme nicht weniger als 100 MPa. Die Wärmebehandlung verursacht eine ΔYS-Zunahme der Fließspannung von nicht weniger als 80 MPa, wobei ΔYS (Fließspannung YS_HT nach Wärmebehandlung) – (Fließspannung YS vor Vorverformungsbehandlung).
Bei der Kontrolle der Härtbarkeit durch Verformungsalterung spielt die Menge an Vorbelastung (Vorverformung) eine wichtige Rolle. Die gegenwärtigen Erfinder haben die Wirkung der Menge an Vorbelastung auf die anschließende Härtbarkeit durch Verformungsalterung untersucht, indem mögliche an Kraftfahrzeugstahlblechen angelegte Verformungstypen angenommen wurden. Die Ergebnisse zeigen, dass die einachsige äquivalente Verformung (Zugverformung) generell zum Veranschaulichen der Verformung der Stahlbleche, außer für ein sehr tiefes Ziehen nützlich ist, dass die einachsige äquivalente Verformung meistens mehr als 5% für tatsächliche Bauteile ist und dass die Festigkeit der Bauteile eine gute Übereinstimmung mit der Festigkeit aufweisen, die nach einer Reckalterungsbehandlung unter einer 5%igen Vorverformung vorhanden ist. Auf Basis dieser Entdeckungen wird eine plastische Zugverformung von nicht weniger als 5% in der vorliegenden Erfindung eingesetzt.
Die konventionellen Wärme-Behandlungsbedingungen (bake treatment) enthalten 170°C × 20 Minuten als Standard. Wenn Aushärtung von feinem Cu oder feinem Carbid wie bei der vorliegenden Erfindung durchgeführt wird, muss die Wärmebehandlungstemperatur 150°C oder mehr sein. Unter Bedingungen, enthaltend eine Temperatur überschreitend 350°C, wird die Härtungswirkung andererseits gesättigt und das Stahlblech neigt dazu, weich zu werden. Erwärmen auf eine Temperatur überschreitend 350°C verursacht sichtbares Vorkommen von Wärmeverformung oder Anlassfarbe. Aus diesen Gründen wird bei der vorliegenden Erfindung eine Wärmebehandlungstemperatur in dem Bereich von 150 bis 350°C für Härten durch Verformungsalterung festgelegt. Die Haltezeit der Wärmebehandlungstemperatur sollte wenigstens 30 Sekunden sein. Halten einer Wärmebehandlungstemperatur in dem Bereich von 150 bis 350°C für ungefähr 30 Sekunden ermöglicht das Erreichen einer im Wesentlichen ausreichenden Reckalterung. Für eine weithin verbesserte Härtbarkeit durch Verformungsalterung bzw. Reckalterung ist die Haltezeit vorzugsweise wenigstens 60 Sekunden und besonders bevorzugt wenigstens 300 Sekunden.
Das Erwärmungsverfahren nach der Vorverformung ist bei der vorliegenden Erfindung nicht beschränkt und atmosphärisches Erwärmen in einem Ofen bei herkömmlicher Wärmebehandlung, Induktionserwärmen, Erwärmen durch eine nicht oxidierende Flamme, Lasererwärmen und Plasmaerwärmen sind hierfür geeignet. So genanntes Warmpressen zum Pressen eines erwärmten Stahlblechs ist auch ein sehr wirksames Mittel in der vorliegenden Erfindung.
Als nächstes wird das warmgewalzte Stahlblech, das kaltgewalzte Stahlblech und das feuerverzinkte Stahlblech der vorliegenden Erfindung einzeln beschrieben.
(1) Warmgewalztes Stahlblech
Das warmgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben.
Das warmgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung hat ein Verbundgefüge, umfassend eine primäre Phase aus Ferrit und eine sekundäre Phase, enthaltend eine Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% des gesamten Gefüges. Wie oben beschrieben hat ein warmgewalztes Stahlblech mit solch einem Verbundgefüge eine hohe Duktilität, hohe Festigkeits-Duktilitätsbalance (TS × EI) und exzellente Pressbarkeit.
Eine primäre Phase aus Ferrit ist vorzugsweise in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 50% vorhanden. Mit einer Ferritphase von weniger als 50% ist es schwierig, eine hohe Duktilität beizubehalten, was zu einer niedrigen Pressbarkeit führt. Wenn eine weiterhin verbesserte Duktilität verlangt wird, ist das Volumenverhältnis der Ferritphase vorzugsweise nicht weniger als 80%. Zum Zweck der vollen Ausschöpfung der Vorteile des Verbundgefüges ist die Ferritphase vorzugsweise nicht mehr als 98%.
Bei der vorliegenden Erfindung muss der Stahl eine Abschreckaustenitphase als die sekundäre Phase in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% des gesamten Gefüges enthalten. Mit einer Abschreckaustenitphase von weniger als 3% kann eine hohe Dehnung (EI) nicht erhalten werden.
Die sekundäre Phase kann eine einzelne Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% oder eine Mischung einer Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% und einer weiteren Phase, z. B. einer Perlitphase, einer Bainitphase und/oder einer Martensitphase sein.
Die Gründe zum Einschränken der Zusammensetzung des warmgewalzten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung werden nun beschrieben. Gewichtsprozent in der Zusammensetzung wird nachfolgend lediglich durch% beschreiben.
C: 0,05 bis 0,20%
C ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs erhöht und die Bildung eines Ferrit- und Abschreckaustenitverbundgefüges fördert und ist vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,05% zum Bilden des Verbundgefüges gemäß der Erfindung enthalten. Ein C-Gehalt überschreitend 0,20% verursacht eine Erhöhung der Carbidverhältnisse in dem Stahl, was zu einer Verringerung der Duktilität und folglich einer Verringerung der Pressbarkeit führt. Ein noch bedeutenderes Problem ist, dass ein C-Gehalt überschreitend 0,20% zu einer signifikanten Verschlechterung der Punktschweißbarkeit und Lichtbogenschweißbarkeit führt. Aus diesen Gründen ist bei der vorliegenden Erfindung der C-Gehalt auf den Bereich von 0,05 bis 0,20% beschränkt. Im Hinblick auf die Formbarkeit ist der C-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,18%.
Si: 1,0 bis 3,0%
Si ist ein nützliches Festigungselement, welches die Festigkeit eines Stahlblechs ohne Verursachung einer sichtbaren Verringerung der Duktilität des Stahlblechs verbessern kann. Außerdem ist Si zum Formen einer Abschreckaustenitphase notwendig. Um diese Effekte zu erhalten, ist Si vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 1,0% und besonders bevorzugt von nicht weniger als 1,2% enthalten. Ein Si-Gehalt überschreitend 3,0%, führt zur Verschlechterung der Pressbarkeit und verschlechtert die Oberflächengüte. Der Si-Gehalt ist deshalb innerhalb des Bereichs von 1,0 bis 3,0% beschränkt.
Mn: nicht mehr als 3,0%
Mn ist ein nützliches Element, welches Stahl verfestigt und durch S verursachtem Warmriss verhindert und ist deshalb in einer Menge gemäß dem S-Gehalt enthaltend. Diese Wirkungen sind bei einem Mn-Gehalt von nicht weniger als 0,5% besonders bemerkbar. Andererseits führt ein Mn-Gehalt überschreitend 3,0% zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit und Schweißbarkeit. Der Mn-Gehalt ist deshalb bei der vorliegenden Erfindung auf nicht mehr als 3,0% beschränkt. Vorzugsweise ist der Mn-Gehalt nicht weniger als 1,0%.
P: nicht mehr als 0,10%
P verfestigt den Stahl und kann in einer Menge, die für eine erwünschte Festigkeit notwendig ist, enthaltend sein. Im Hinblick auf die Erhöhung der Festigkeit ist P vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,005% enthalten. Andererseits führt ein P-Gehalt überschreitend 0,10% zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit. Der P-Gehalt ist deshalb auf nicht mehr als 0,10% beschränkt. Wenn hervorragende Pressbarkeit verlangt wird, ist der P-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,08%.
S: nicht mehr als 0,02%
S ist ein Element, welches als Einschlüsse in einem Stahlblech vorhanden ist und Verschlechterung der Duktilität, Formbarkeit und insbesondere der Stretch-Bördelformbarkeit des Stahlblechs verursacht und sollte deshalb so gering wie möglich sein. Ein verringerter S-Gehalt von nicht mehr als 0,02% verursacht keine größeren nachteiligen Effekte und deshalb ist der S-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung auf bis zu 0,02% beschränkt. Wenn eine hervorragende Stretch-Bördelformbarkeit erforderlich ist, ist der S-Gehalt vorzugsweise auf nicht mehr als 0,010% beschränkt.
Al: nicht mehr als 0,30%
Al ist ein nützliches Element, welches als ein Desoxidationsmittel zu dem Stahl zugeführt wird und die Reinheit des Stahls verbessert. Außerdem erleichtert Al die Bildung von Abschreckaustenit. Diese Wirkungen sind besonders bei einem Al-Gehalt von nicht mehr als 0,01% bemerkbar. Der Al-Gehalt überschreitend 0,30% kann keine weiteren Effekte erzielen, aber verursacht Verschlechterung der Pressbarkeit. Der Al-Gehalt ist deshalb auf nicht mehr als 0,30% beschränkt. Vorzugsweise ist der Al-Gehalt nicht mehr als 0,10%. Die vorliegende Erfindung schließt einen Stahlherstellungsprozess, basierend auf eine Desoxidation mit einem Desoxidationsmittel anders als Al nicht aus. Zum Beispiel können Ti-Desoxidation oder Si-Desoxidation benutzt werden, und Stahlbleche, die durch solch ein Desoxidationsverfahren hergestellt werden, sind auch innerhalb des Schutzbereichs der Erfindung. In diesem Fall führt eine Hinzufügung von Cr oder REM zu dem geschmolzenen Stahl nicht zur Hemmung der Eigenschaften des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung.
N: nicht mehr als 0,02%
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs durch Festlösungsfestigung oder Reckalterung erhöht und ist vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,0010% zum Erzielen dieser Wirkungen enthalten. Ein 0,02% überschreitender Gehalt an N verursacht jedoch eine Erhöhung der Nitridanteile in dem Stahlblech, welche erhebliche Verschlechterung der Duktilität verursachen und folglich der Pressformbarkeit des Stahlblechs. Der N-Gehalt ist deshalb auf nicht mehr als 0,02% beschränkt. Wenn eine weitere Verbesserung der pressbarkeit verlangt ist, ist der N-Gehalt nicht mehr als 0,01% und besonders bevorzugt nicht weniger als 0,0050%.
Cu: 0,5 bis 3,0%
Cu ist ein Element, welches Härtbarkeit durch Verformungsalterung bzw. Reckalterung eines Stahlblechs erstaunlich erhöht (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformung/Wärmebehandlung) und ist bei der vorliegenden Erfindung sehr wichtig. Mit einem Cu-Gehalt von weniger als 0,5% kann eine ΔTS-Zunahme der Zugfestigkeit, überschreitend 80 MPa, durch Veränderung der Vorverformungs-/Wärmebehandlungsbedingungen nicht erzielt werden. Mit einem Cu-Gehalt überschreitend 3,0% wird die Wirkung gesättigt, so dass eine Wirkung entsprechend dem Gehalt nicht erwartet werden kann, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt. Außerdem tritt eine Verschlechterung der Pressbarkeit ein und die Oberflächengüte des Stahlblechs wird verschlechtert. Der Cu-Gehalt ist deshalb innerhalb eines Bereichs von 0,5 bis 3,0% beschränkt. Um gleichzeitig ein höheres ΔTS und exzellente Pressbarkeit zu erzielen, ist der Cu-Gehalt vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 1,0 bis 2,0%.
Das Cu enthaltende warmgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung enthält vorzugsweise, in Gew.-%, wenigstens eine der folgenden Gruppen A bis C:

Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%;
Gruppe B: wenigstens eines von Cr und Mo: insgesamt 2,0% oder weniger; und
Gruppe C: wenigstens eines von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%.

Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%
Gruppe A: Ni ist zum Verhindern der Bildung von Oberflächendefekten auf der Cu enthaltenden Stahlblechoberfläche, wirksam und kann, wie erforderlich, hinzugefügt werden. Der Ni-Gehalt ist vorzugsweise ungefähr die Hälfte des Cu-Gehalts, d. h. in dem Bereich von ungefähr 30 bis 80% des Cu-Gehalts. Ein 2,0% überschreitender Ni-Gehalt kann keine weiteren Verbesserungen der Wirkung nicht erzielen, weil die Wirkung gesättigt wird, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt und Verschlechterungen der Pressformbarkeit verursacht. Aus diesen Gründen ist der Ni-Gehalt vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Gruppe B: wenigstens eines von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%
Gruppe B: Sowohl Cr und Mo als auch Mn verfestigen das Stahlblech und wenigstens eines von diesen kann, wie erforderlich, enthalten sein. Diese Wirkung ist insbesondere bei einem Cr-Anteil von nicht weniger als 0,1% und bei einem Mo-Anteil von nicht weniger als 0,1% bemerkbar. Es wird deshalb bevorzugt, wenigstens eines von Cr: nicht weniger als 0,1% und Mo: nicht weniger als 0,1% hinzuzufügen. Wenn wenigstens eines von Cr und Mo in einer Gesamtmenge überschreitend 2,0% enthalten ist, wird die Pressformbarkeit negativ beeinflusst. Es wird deshalb bevorzugt, die Gesamtmenge von Cr und Mo auf nicht mehr als 2,0% zu beschränken.
Gruppe C: wenigstens eines von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%
Gruppe C: Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und erhöhen die Festigkeit wirksam durch feine Verteilung von Carbiden und können, wie erforderlich, ausgewählt und hinzugefügt werden. Diese Wirkung kann bei einem Nb-Gehalt von nicht weniger als 0,01%, einem Ti-Gehalt von nicht weniger als 0,01% und einem V-Gehalt von nicht weniger als 0,01% erzielt werden. Eine Gesamtmenge an Nb, Ti und V überschreiten 0,2%, verursacht jedoch Verschlechterung der Pressbarkeit. Die Gesamtmenge an Nb, Ti und V ist deshalb vorzugsweise auf nicht mehr als 0,2% beschränkt.
Bei der vorliegenden Erfindung kann statt dem vorerwähnten Cu oder wenigstens einer der oben genannten Gruppen A bis C, zumindest ein ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo: 0,05 bis 2,0%, Cr: 0,05 bis 2,0% und W: 0,05 bis 2,0% in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0% enthalten sein, und wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ti und V kann ferner in einer Gesamtmenge von 2,0% hinzugefügt werden.
Wenigstens eines, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo: 0,05 bis 2,0%, Cr: 0,05 bis 2,0% und W: 0,05 bis 2,0% in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 2,0%.
Mo, Cr und W sind Elemente, welche die Härtbarkeit durch Verformungsalterung (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformung und Wärmebehandlung) eines Stahlblechs erstaunlich erhöhen und sind einige der wichtigsten Elemente der vorliegenden Erfindung. Das heißt, bei der vorliegenden Erfindung verursacht ein warmgewalztes Stahlblech mit einem Verbundgefüge, enthaltend Ferrit als eine primäre Phase und eine sekundäre Phase aus Abschreckaustenit, und enthaltend wenigstens eines von Mo, Cr und W, eine spannungsveranlasste Umformung des Abschreckaustenits zu Martensit, wenn eine Vorverformung von nicht weniger als 5% und eine Niedrigtemperaturbehandlung an dem warmgewalzten Stahlblech angelegt werden und spannungsveranlasste feine Aushärtungen von feinen Car biden bei einer niedrigen Temperatur tritt in dem spannungsveranlassten umgewandelten Martensit ein, was zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa führt. Mit einem Gehalt von wenigstens eines von Mo, Cr und W von weniger als 0,05%, führt eine Änderung des Stahlblechgefüges und eine Vorverformung und Wärmebehandlungsbedingungen nicht zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa. Andererseits führt ein Gehalt von wenigstens eines von Mo, Cr und W überschreitend 2,0% aufgrund der Sättigung des Effekts nicht zu einem entsprechenden Effekt, was zu wirtschaftlichen Nachteilen führt und eine Verschlechterung der Pressbarkeit verursacht. Die Anteile von Mo, Cr und W sind jeweils vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 0,05 bis 2,0% beschränkt. Im Hinblick auf die Pressbarkeit ist die Gesamtmenge an Mo, Cr und/oder W besonders bevorzugt auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Wenigstens eines von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 2,0%
Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und können, wie erforderlich, hinzugefügt werden. Das Hinzufügen von wenigstens einem von Nb, Ti und V zusätzlich zu wenigstens einem von Mo, Cr und W und Bilden eines Verbundgefüges, enthaltend eine primäre Phase aus Ferrit und eine sekundäre Phase aus Abschreckaustenit, bildet feine Carbide in dem spannungsveranlassten umgewandelten Martensit und verursachen spannungsveranlasste Aushärtung bei niedriger Temperatur, was zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa führt. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist ein Nb-Anteil vorzugsweise nicht weniger als 0,01%, ein Ti-Anteil vorzugsweise nicht weniger als 0,01% und ein V-Anteil vorzugsweise nicht weniger als 0,01% und wenigstens eines von Nb, Ti und V können, wie erforderlich, hinzugefügt werden. Eine Gesamtmenge überschreitend 2,0%, verursacht jedoch eine Verschlechterung der Pressbarkeit. Die Gesamtmenge an Nb, Ti und V ist somit vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Außer den oben erwähnten Elementen können wenigstens eines von Ca: nicht mehr als 0,1% und REM: nicht mehr als 0,1% hinzugefügt werden. Ca und REM sind Elemente, welche zur Verbesserung der Stretch-Bördeleigenschaften durch Formkontrolle der Einschlüsse beitragen. Wenn der Ca-Anteil 0,1% überschreitet oder der REM-Anteil 0,1% überschreitet, würde jedoch eine Verschlechterung der Reinheit und eine Verschlechterung der Duktilität entstehen.
Der Rest der Zusammensetzung des Stahlblechs ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Zulässige unvermeidbare Verunreinigungen sind Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01%, Co: nicht mehr als 0,1%, Zr: nicht mehr als 0,1% und B: nicht mehr als 0,1%.
Ein Verfahren zum Herstellen des warmgewalzten Stahlblechs in der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben.
Das warmgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird durch Warmwalzen einer Stahlbramme mit einer Zusammensetzung innerhalb der Bereiche, wie oben beschrieben, zu einer vorbestimmten Dicke hergestellt.
Während die genutzte Stahlbramme vorzugsweise durch ein Stranggussverfahren zum Verhindern von Makroabsonderungen der Bestandteile hergestellt wird, kann diese auch durch ein Blockgussverfahren oder ein Dünnbrammegussverfahren hergestellt werden. Ein in dieser Ausführungsform eingesetztes herkömmliches Verfahren enthält die Schritte: Herstellen einer Stahlbramme, Abkühlen der Stahlbramme auf Raumtemperatur und Wiedererwärmen der Bramme. Alternativ kann ein energieschonendes Verfahren ohne Probleme in der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden. Zum Beispiel wird eine warme Stahlbramme in einen Erwärmungsofen ohne Abkühlen auf Raumtemperatur eingesetzt, oder direkt unmittelbar nach kurzem Temperaturhalten ("Dircet-Hot-Charge"-Walzen oder direktes Walzen) gewalzt.
Die Wiedererwärmungstemperatur SRT des Materials (Stahlbramme) ist nicht beschränkt und ist vorzugsweise nicht weniger als 900°C.
Bramme-Wiedererwärmungstemperatur: nicht weniger als 900°C
Die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur (SRT) ist im Hinblick darauf, durch Cu verursachte Oberflächendefekte zu vermeiden, so gering wie möglich, wenn das Material Cu enthält. Mit einer Wiedererwärmungstemperatur von weniger als 900°C entsteht jedoch eine Erhöhung der Walzlast, wodurch die Gefahr des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens erhöht wird. Unter Berücksichtigung der Erhöhung des Zunderverlusts, verursacht zusammen mit der Erhöhung der beschleunigten Oxidation, ist die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise nicht mehr 1300°C.
Im Hinblick auf die Reduzierung der Bramme-Wiedererwärmungstemperatur und auf das Verhindern von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens, ist die Nutzung von einer so genannten Vorblechwärmeeinheit, welche ein Vorblech erwärmt, natürlich ein wirksames Verfahren.
Die wiedererwärmte Bramme wird dann zu einem warmgewalzten Blech warmgewalzt. Bei der vorliegenden Erfindung ist eine Endwalzbedingung besonders wichtig und das Warmwalzen wird vorzugsweise bei einer Endwalz-Endtemperatur (FDT) in dem Bereich von 780 bis 980°C durchgeführt.
Bei der FDT von nicht weniger als 780°C verbleibt ein verformtes Gefüge in dem Stahlblech, was eine Verschlechterung der Duktilität verursacht. Andererseits vergröbert eine 980°C überschreitende FDT das Gefüge, was zu einer Verschlechterung der Formbarkeit aufgrund einer Verzögerung der Ferritumwandlung führt. Die FDT ist somit vorzugsweise in dem bereich von 780 bis 980°C.
Nach Vollendung des Endwalzens wird eine Fremdkühlungsbehandlung durchgeführt. Bei der vorliegenden Erfindung ist eine Fremdkühlungsbedingung besonders wichtig. Bei der vorliegenden Erfindung wird eine Fremdkühlung vorzugsweise innerhalb von 2 Sekunden nach Vollendung des Endwalzens bei einer Abkühlrate von nicht weniger als 50°C/Sekunden auf eine Temperatur in dem Bereich von 620 bis 780°C durchgeführt. Mit einer Abkühlungsstartzeit überschreitend 2 Sekunden, vergröbert sich das Gefüge und die Ferritumwandlung wird verzögert, was zu schlechter Pressbarkeit führt. Die Abkühlungsstartzeit nach der Vollendung des Endwalzens ist vorzugsweise auf innerhalb 2 Sekunden beschränkt.
Mit einer Abkühlrate von weniger als 50°C/Sekunden nach Vollendung des Endwalzens beginnt eine Ferritumwandlung unerwünscht während des Fremdkühlens, die Ferritumwandlung tritt nicht auf geeignete Weise bei einer anschließenden isothermischen Haltebehand lung oder einer langsamen Abkühlungsbehandlung ein, was zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit führt. Demzufolge ist die Abkühlrate vorzugsweise auf nicht weniger als 50°C/Sekunden beschränkt. Mit einer Abkühlrate überschreitend 300°C/Sekunden wird jedoch eine Verschlechterung der Stahlblechform bewirkt. Somit ist die obere Grenze der Abkühlrate vorzugsweise 300°C/Sekunden.
Außerdem wird bei der vorliegenden Erfindung das Stahlblech vorzugsweise in dem Nahbereich zu einer Spitze eines freien oder proeutektoidischen Ferrittemperaturbereiches von 620 bis 780°C durch das oben genannte Fremdkühlen abgekühlt. Bei einer Abkühlhaltetemperatur von weniger als 620°C des Fremdkühlens wird freies Ferrit nicht erzeugt, aber Perlit wird hervorgerufen. Bei einer Abkühlhaltetemperatur überschreitend 780°C verringert sich eine Abnahme der Konzentration von Kohlenstoff zu Austenit mit der Verringerung der Erzeugung von freiem Ferrit. Die Abkühlhaltetemperatur des Fremdkühlens ist besonders bevorzugt in dem Bereich von 650 bis 750°C.
Nach dem Fremdkühlen in dem Nahbereich einer Spitze des freien Ferrittemperaturbereichs von 620 bis 780°C wird vorzugsweise eine isothermische Haltebehandlung für 1 bis 10 Sekunden innerhalb des oben genannten Temperaturbereichs oder eine langsame Abkühlbehandlung bei einer Abkühlrate von nicht mehr als 20°C/Sekunden durchgeführt.
Durch die isothermische Haltebehandlung für eine kurze Zeitperiode innerhalb diesem Temperaturbereich (620 bis 780°C) oder durch die langsame Abkühlbehandlung für eine kurze Zeitperiode innerhalb des oben genannten Temperaturbereichs kann eine erwünschte Menge an freiem Ferrit erzeugt werden.
Zum Erzielen der Kohlenstoffkonzentration zu dem Austenit zusammen mit der Ferritumwandlung wird die isothermische Haltebehandlung oder die langsame Abkühlbehandlung besonders bevorzugt innerhalb eines Temperaturbereichs von 620 bis 750°C durchgeführt.
Eine Haltezeit der isothermischen Behandlung oder eine für die langsame Abkühlbehandlung erforderliche Zeit von weniger als 1 Sekunde verursacht ungenügende Konzentration an Kohlenstoff zu Austenit. Eine Zeit überschreitend 10 Sekunden verursacht jedoch eine Perlitumwandlung.
Eine Abkühlrate für die langsame Abkühlbehandlung, überschreitend 20°C/Sekunden, verursacht ungenügende Konzentration an Kohlenstoff zu dem Austenit.
Nach der isothermischen Haltebehandlung oder langsamen Abkühlbehandlung wird das gewalzte Blech vorzugsweise nochmals auf eine Temperatur von 300 bis 500°C bei einer Abkühlrate von nicht mehr als 50°C/Sekunden abgekühlt und dann aufgewickelt. Das heißt, das gewalzte Blech wird vorzugsweise bei einer Aufwickeltemperatur (CT) von 300 bis 500°C aufgewickelt.
Nach der isothermischen Haltebehandlung oder der langsamen Abkühlbehandlung wird das gewalzte Blech auf eine Temperatur von 300 bis 500°C abgekühlt. Die Abkühlrate bei dieser Behandlung ist vorzugsweise nicht weniger als 50°C/Sekunden. Mit einer Abkühlrate von weniger als 50°C/Sekunden tritt eine Perlitumwandlung ein und die Duktilität wird verringert. Die Abkühlrate ist besonders bevorzugt innerhalb des Bereichs von 50 bis 200°C/Sekunden.
Mit einer Aufwickeltemperatur CT von weniger als 300°C enthält die sekundäre Phase Martensit. Mit der Aufwickeltemperatur überschreitend 500°C enthält die sekundäre Phase andererseits Perlit. Die Aufwickeltemperatur CT ist somit vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 300 bis 500°C.
Bei der vorliegenden Erfindung ist das gesamte oder ein Teil des Endwalzens Schmierwalzen, um die Walzlast während des Warmwalzens zu verringern. Der Gebrauch von Schmierwalzen ist im Hinblick auf das Erreichen einer einheitlichen Stahlblechform und einer einheitlichen Materialqualität wirksam. Der Reibungskoeffizient während des Schmierwalzens ist vorzugsweise in dem Bereich von 0,25 bis 0,10. Es ist erwünscht, einen kontinuierlichen Walzprozess anzuwenden, welcher aufeinander folgendes Verbinden von Vorblechen aufweist, um somit kontinuierliches Endwalzen durchzuführen. Das Einsetzen des kontinuierlichen Walzprozesses ist auch im Hinblick auf die betriebliche Stabilität des Warmwalzens wünschenswert.
Nach Abschluss des Warmwalzens kann 10%iges oder weniger Nachwalzen zur Korrektur, wie beispielsweise eine Formkorrektur oder Oberflächenrauheitskorrektur, angewandt werden.
Das warmgewalzte Stahlblech der Erfindung kann als ein Stahlblech für Bearbeitung und als Stahlblech für Oberflächenbehandlungen eingesetzt werden. Oberflächenbehandlungen enthalten Galvanisieren (enthaltend Legieren), Verzinnen und Emaillieren. Nach einer Glühbehandlung oder Galvanisierung kann das warmgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung eine spezielle Behandlung zum Verbessern der chemischen Umwandlungsbehandlungseigenschaft, Schweißbarkeit, Pressbarkeit und Korrosionswiderstand unterworfen werden.
(2) Kaltgewalztes Stahlblech
Ein kaltgewalztes Stahlblech der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben.
Das kaltgewalzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat ein Verbundgefüge, umfassend eine primäre Phase aus Ferrit und eine Abschreckaustenit enthaltende sekundäre Phase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% des gesamten Gefüges. Wie oben beschrieben, weist ein kaltgewalztes Stahlblech mit solch einem Verbundgefüge eine hohe Dehnung (EI), hohe Festigkeit/Dehnungsbalance (TS × EI) und exzellente Pressbarkeit auf.
Das Volumenverhältnis der primären Ferritphase, welche in dem Verbundgefüge enthalten ist, ist vorzugsweise nicht weniger als 50%. Mit einem Ferritphasenanteil von weniger als 50% ist es schwierig, eine hohe Duktilität beizubehalten, was zu schlechter Pressbarkeit führt. Wenn eine weiter verbesserte Duktilität erforderlich ist, ist das Volumenverhältnis der Ferritphase vorzugsweise nicht weniger als 80%. Zum Zweck der vollen Ausschöpfung der Vorteile des Verbundgefüges ist die Ferritphase vorzugsweise nicht mehr als 98%.
Bei der vorliegenden Erfindung muss das Stahlblech eine Abschreckaustenitphase als die sekundäre Phase in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% des gesamten Gefüges enthalten. Mit einem Abschreckaustenitphasenanteil von weniger als 1% ist es unmöglich, eine hohe Dehnung (EI) zu erhalten.
Die sekundäre Phase kann eine einzelne Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% oder eine Mischung einer Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% und eine weitere (andere) Phase, umfassend eine Perlitphase, eine Bainitphase und/oder Martensitphase sein.
Die Gründe zum Einschränken der Zusammensetzung des kaltgewalzten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung werden nun beschrieben. Gewichtsprozent in der Zuammensetzung wird nachfolgend lediglich als % bezeichnet.
C: nicht mehr als 0,20%
C ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs verbessert und die Bildung eines Verbundgefüges aus einer Ferritphase und einer Abschreckaustenitphase fördert und ist vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,01% im Hinblick auf die Bildung der Abschreckaustenitphase in der vorliegenden Erfindung enthalten. Ein C-Anteil ist besonders bevorzugt nicht weniger als 0,05%. Ein C-Anteil überschreitend 0,20% verursacht jedoch eine Zunahme der Carbidmenge in dem Stahl, was zu einer Verringerung der Duktilität führt und folglich zu einer Verringerung der Pressbarkeit. Ein ernstzunehmenderes Problem ist, dass ein C-Anteil überschreitend 0,20% zu einer erstaunlichen Verschlechterung der Punktschweißbarkeit und Lichtbogenschweißbarkeit führt. Aus diesen Gründen ist der C-Anteil bei der vorliegenden Erfindung auf nicht mehr als 0,20% beschränkt. Im Hinblick auf die Formbarkeit ist der C-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,18%.
Si: nicht mehr als 2,0%
Si ist ein nützliches Festigungselement, welches die Festigkeit eines Stahlblechs verbessert, ohne dass eine markante Verringerung der Duktilität des Stahlblechs eintritt und begünstigt die Bildung einer Abschreckaustenitphase. Der Si-Anteil ist vorzugsweise nicht weniger als 0,1%. Ein Si-Anteil überschreitend 2,0% führt jedoch zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit und verringert die Oberflächengüte. Der Si-Anteil ist deshalb auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Mn: nicht mehr als 3,0%
Mn ist ein nützliches Element, welches den Stahl verfestigt und durch S verursachtem Warmriss verhindert und ist deshalb in einer Menge gemäß dem S-Gehalt enthaltend. Diese Wirkungen sind bei einem Mn-Gehalt von nicht weniger als 0,5% besonders bemerkbar. Andererseits führt ein Mn-Gehalt überschreitend 3,0% zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit und Schweißbarkeit. Der Mn-Gehalt ist deshalb bei der vorliegenden Erfindung auf nicht mehr 3,0% beschränkt. Vorzugsweise ist der Mn-Gehalt nicht weniger als 1,0%.
P: nicht mehr als 0,10%
P verfestigt den Stahl und kann in einer Menge von vorzugsweise nicht weniger als 0,005%, gemäß einer erwünschten Festigkeit enthalten sein. Ein übermäßiger P-Anteil verursacht jedoch Verschlechterung der Pressbarkeit. Der P-Anteil ist deshalb auf nicht mehr als 0,10% beschränkt. Wenn weiterhin verbesserte Pressbarkeit verlangt wird, ist der P-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,08%.
S: nicht mehr als 0,02%
S ist ein Element, welches in dem Stahl als Einschlüsse vorhanden ist und verursacht Verschlechterung der Duktilität, Formbarkeit und insbesondere Stretch-Bördelformbarkeit eines Stahlblechs und sollte deshalb so gering wie möglich sein. Ein auf nicht mehr als 0,02% verringerter S-Anteil verursacht jedoch keine größeren nachteiligen Effekte. Der S-Anteil ist somit auf nicht mehr als 0,02% gemäß der vorliegenden Erfindung beschränkt. Wenn hervorragende Stretch-Bördelformbarkeit erforderlich ist, ist der S-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,010%.
Al: nicht mehr als 0,30%
Al ist ein Stahldesoxidationselement und ist zur Verbesserung der Sauberkeit des Stahls nützlich. Außerdem ist Al zur Bildung von Abschreckaustenit wirksam. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist der Al-Gehalt vorzugsweise nicht weniger als 0,01%. Ein Al-Anteil, überschreitend 0,30%, kann jedoch keine weiteren verbesserten Desoxidationswirkungen erzie len und verursacht Verschlechterung der Pressbarkeit. Der Al-Gehalt ist deshalb auf nicht mehr als 0,30% beschränkt. Die Erfindung enthält auch einen Stahlherstellungsprozess, welcher andere Desoxidationsmittel, z. B. Ti oder Si, nutzt und Stahlbleche, die durch solche Desoxidationsverfahren hergestellt werden, sind auch in dem Schutzbereich der Erfindung enthalten. In diesem Fall verschlechtert die Hinzufügung von Ca oder REM zu geschmolzenem Stahl nicht die Eigenschaften des Stahlblechs der Erfindung. Natürlich sind Stahlbleche, enthaltend Ca oder REM, auch innerhalb des Schutzbereichs der Erfindung eingeschlossen.
N: nicht mehr als 0,02%
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs durch Festlösungsfestigung oder Reckalterung erhöht und ist vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,001% enthalten. Ein N-Gehalt, überschreitend 0,02% verursacht jedoch eine Erhöhung des Nitritanteils in dem Stahlblech, wodurch die Duktilität und Pressbarkeit des Stahlblechs erheblich verschlechtert werden. Der N-Gehalt ist deshalb auf nicht mehr als 0,02% beschränkt. Wenn eine weitere Verbesserung der Pressbarkeit erforderlich ist, ist der N-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,01%.
Cu: 0,5 bis 3,0%
Cu ist ein Element, welches Härtbarkeit durch Verformungsalterung bzw. Reckalterung eines Stahlblechs erstaunlich erhöht (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformung/Wärmebehandlung) und ist eines der Wichtigsten Elemente der vorliegenden Erfindung. Mit einem Cu-Gehalt von weniger als 0,5% kann eine ΔTS-Zunahme der Zugfestigkeit überschreitend 80 MPa durch Veränderung der Vorverformungs-/Wärmebehandlungsbedingungen nicht erzielt werden. Bei der vorliegenden Erfindung sollte deshalb Cu in einer Menge von nicht weniger als 0,5% enthalten sein. Mit einem Cu-Gehalt überschreitend 3,0% wird die Wirkung gesättigt, so dass eine Wirkung entsprechend dem Gehalt nicht erwartet werden kann, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt. Außerdem tritt eine Verschlechterung der Pressbarkeit ein und die Oberflächengüte des Stahlblechs wird verschlechtert. Der Cu-Gehalt ist deshalb innerhalb eines Bereichs von 0,5 bis 3,0% beschränkt. Um gleichzeitig ein höheres ΔTS und exzellente Pressbarkeit zu erzielen, ist der Cu-Gehalt vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 1,0 bis 2,5%.
Bei der vorliegenden Erfindung enthält die oben genannte Zusammensetzung, enthaltend Cu, vorzugsweise ferner, in Gew.-%, wenigstens eine der folgenden Gruppen A bis C:

Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%;
Gruppe B: wenigstens eines von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%; und
Gruppe C: wenigstens eines von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%.

Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%
Gruppe A: Ni ist ein Element, welches zum Verhindern von durch Cu, welches in dem Stahl enthalten ist, verursachten Oberflächendefekten wirksam ist und kann, wie erforderlich, enthalten sein. Der Ni-Gehalt ist von dem Cu-Gehalt abhängig und ist vorzugsweise ungefähr die Hälfte des Cu-Gehalts, insbesondere innerhalb des Bereichs von ungefähr 30 bis 80% des Cu-Gehalts. Ein 2,0% überschreitender Ni-Gehalt kann keine weitere Verbesserungen der Wirkung aufgrund der Sättigung der Wirkung erzielen, was zu nachteiligen wirtschaftlichen Folgen führt und die Pressbarkeit verschlechtert. Aus diesen Gründen ist der Ni-Anteil vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Gruppe B: wenigstens eines von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%
Gruppe B: Sowohl Cr und Mo als auch Mn verfestigen das Stahlblech und können wie erforderlich, vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,1% für Cr und nicht weniger als 0,1% für Mo enthalten sein. Wenn wenigstens eines von Cr und Mo in einer Menge überschreitend insgesamt 2,0% enthalten ist, wird die Pressbarkeit verschlechtert. Es wird deshalb bevorzugt die Gesamtmenge an Cr und Mo, welche Gruppe B bilden, auf nicht mehr als 2,0% zu beschränken.
Gruppe C: wenigstens eines von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%
Gruppe C: Nb, Ti und V sind Elemente, welche wirksam feine Ausfällungen an Carbiden, die zur Erhöhung der Festigkeit beitragen, formen. Deshalb können Nb, Ti und V wie erforderlich ausgewählt und hinzugefügt werden, vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,01% für Nb, in einer Menge von nicht weniger als 0,01% für Ti und in einer Menge von nicht weniger als 0,01% für V. Wenn der Gesamtgehalt von wenigstens einem von Nb, Ti und V 0,2% überschreitet, wird die Pressbarkeit verschlechtert. Der Gesamtgehalt von Nb, Ti und/oder V ist somit vorzugsweise auf nicht mehr als 0,2% beschränkt.
Bei der vorliegenden Erfindung können statt des vorerwähnten Cu wenigstens eines ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo: 0,05 bis 2,0%, Cr: 0,05 bis 2,0% und W: 0,05 bis 2,0% in einer Menge von nicht mehr als insgesamt 2,0% enthalten sein.
Wenigstens eines ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo: 0,05 bis 2,0%, Cr: 0,05 bis 2,0% und W: 0,05 bis 2,0% in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 2,0%
Bei der vorliegenden Erfindung sind Mo, Cr und W und Cu die wichtigsten Elemente, welche die Härtbarkeit durch Verformungsalterung des Stahlblechs erstaunlich erhöhen und können ausgewählt und enthalten sein. Wenn ein Stahlblech, enthaltend wenigstens eines von Mo, Cr und W und ein Verbundgefüge mit einer Ferritphase und einer Phase, enthaltend Abschreckaustenit, einer Vorbelastung (Vorverformung) von nicht weniger als 5% und einer Niedrigtemperaturwärmebehandlung (Wärmebehandlung) unterworfen wird, wird das Abschreckaustenit zu Martensit durch spannungsveranlasste Umwandlung geändert. Danach wird die Bildung von feinen Carbidausfällungen in dem Martensit durch Spannung veranlasst, was zu einer Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa führt. Mit einem Anteil von jedem dieser Elemente von weniger als 0,05% führt eine Änderung der Vorverformungs-/Wärmebehandlungsbedingungen nicht zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von weniger als 80 MPa. Wenn der Gehalt von jedem dieser Elemente 2,0% überschreitet, kann ein weiterhin verbesserter Effekt entsprechend dem Anteil aufgrund einer Sättigung der Wirkung nicht erwartet werden, was zu nachteiligen wirtschaftlichen Folgen führt und dies führt zur Verschlechterung der Pressbarkeit. Die Anteile an Mo, Cr und W sind deshalb innerhalb des Bereichs von 0,05 bis 2,0% für Mo, 0,05 bis 2,0% für Cr und 0,05 bis 2,0% für W beschränkt. Im Hinblick auf die Pressbarkeit ist der Gesamtanteil an Mo, Cr und W auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Bei der vorliegenden Erfindung ist wenigstens eines ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Cr und W vorzugsweise enthaltend und ferner ist wenigstens eines von Nb, Ti und V vorzugsweise bei insgesamt nicht mehr als 2,0% enthaltend.
Wenigstens eines von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von nicht weniger als 2,0%:
Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und können wie erforderlich ausgewählt und hinzugefügt werden, wenn wenigstens eines von Mo, Cr und W hinzugefügt ist. Wenn die Stahlzusammensetzung wenigstens eines von Mo, Cr und W enthält und ein Verbundgefüge, enthaltend eine Ferritphase und eine Abschreckaustenitphase hat, und wenigstens eines von Nb, Ti und V aufweist, wird das Abschreckaustenit zu Martensit durch spannungsveranlasste Umwandlung während der Vorverformungs-/Wärmebehandlung umgeformt.
Dann wird feine Carbidausfällung durch Spannung in dem Martensit veranlasst, was zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa führt. Diese Wirkung ist besonders bei einem Nb-Anteil von nicht weniger als 0,01%, bei einem Ti-Anteil von nicht weniger als 0,01% und bei einem V-Anteil von nicht weniger als 0,01% bemerkbar. Eine Gesamtmenge an Nb, Ti und V überschreitend 2,0% verursacht jedoch Verschlechterung der Pressbarkeit. Die Gesamtmenge an Nb, Ti und/oder V ist somit vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Obwohl keine weiteren Beschränkungen, außer den oben genannten Bestandteilen festgelegt werden, kann die Zusammensetzung B: nicht mehr als 0,1%, Zr: nicht mehr als 0,1%, Ca: nicht mehr als 0,1% und REM: nicht mehr als 0,1% ohne Weiteres enthalten.
Der Rest der Zusammensetzung des Stahls ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Zulässige unvermeidbare Verunreinigungen enthalten Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01% und Co: nicht mehr als 0,1%.
Das Verfahren zum Herstellen des kaltgewalzten Stahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird nunmehr beschrieben.
Das kaltgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird hergestellt durch: einen Warmwalzschritt zum Warmwalzen einer Stahlbramme mit der Zusammensetzung innerhalb der vorerwähnten Bereiche zu einem warmgewalzten Stahlblech, einen Kaltwalzschritt zum Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs zu einem kaltgewalzten Stahlblech und einen Rekristallisationsglühungsschritt zum Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlblechs, um ein kaltgewalztes geglühtes Stahlblech zu bilden.
Obwohl die benutzte Stahlbramme vorzugsweise durch einen Stranggießprozess hergestellt wird, um Makroabsonderungen der Bestandteile zu verhindern, kann sie auch durch ein Blockgussverfahren oder durch das Stranggussverfahren zum Erzeugen von dünnen Brammen hergestellt werden. Ein bei dieser Ausführungsform eingesetztes konventionelles Verfahren enthält die Schritte: Herstellen einer Stahlbramme, Abkühlen der Stahlbramme auf Raumtemperatur und Wiedererwärmen der Bramme. Alternativ kann ein energieschonendes Verfahren ohne Weiteres bei der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden. Zum Beispiel wird eine warmgewalzte Stahlbramme in einem Wiedererwärmungsofen ohne Abkühlen auf Raumtemperatur eingeführt oder unmittelbar nach kurzem Temperaturhalten direkt gewalzt (direktes Zuführungswalzen oder direktes Walzen).
Die Stahlbramme mit der vorerwähnten Zusammensetzung wird wiedererwärmt und warmgewalzt, um ein warmgewalztes Stahlblech herzustellen. Keine besonderen Probleme entstehen bei Nutzung der konventionellen Bedingungen, sofern solche Bedingungen die Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs mit einer erwünschten Dicke während des Warmwalzschritts erlauben. Bevorzugte Warmwalzbedingungen sind wie folgt:
Bramme-Wiedererwärmungstemperatur: nicht weniger als 900°C
Die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur ist vorzugsweise im Hinblick darauf, durch Cu verursachte Oberflächendefekte zu vermeiden, wenn die Zusammensetzung Cu enthält, so gering wie möglich. Mit einer Wiedererwärmungstemperatur von weniger als 900°C erhöht sich jedoch die Walzlast, und folglich erhöht sich die Gefahr, dass Probleme während des Warmwalzens auftreten. Im Hinblick auf eine Erhöhung des Zunderverlusts, verursacht durch Oxidation, ist die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise nicht mehr als 1300°C.
Im Hinblick auf die Reduzierung der Bramme-Wiedererwärmungstemperatur und das Verhindern von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens ist die Nutzung einer Vorblechwärmeeinheit, welche ein Vorblech erwärmt, wirksam.
Endwalz-Endtemperatur: nicht weniger als 700°C
Bei einer Endwalz-Endtemperatur (FDT) von nicht weniger als 700°C ist es möglich, ein einheitliches warmgewalztes Ausgangsblech-Gefüge zu erhalten, welches eine exzellente Formbarkeit nach Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen bewirken kann. Eine Endwalz-Endtemperatur von weniger als 700°C führt zu einem nicht einheitlichen Gefüge des warmgewalzten Ausgangsblechs und einer höheren Walzlast während des Warmwalzens, was folglich die Gefahr des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens erhöht. Die FDT für den Warmwalzschritt ist somit vorzugsweise nicht weniger als 700°C.
Aufwickeltemperatur: nicht mehr als 800°C
Die Aufwickeltemperatur ist vorzugsweise nicht mehr als 800°C und besonders bevorzugt nicht weniger als 200°C. Eine Aufwickeltemperatur überschreitend 800°C neigt dazu, eine Verringerung der Fördermenge als ein Ergebnis des erhöhten Zunderverlustes zu verursachen. Mit einer Aufwickeltemperatur von weniger als 200°C wird die Stahlblechform erheblich verschlechtert und es besteht eine erhöhte Gefahr, dass während der praktischen Nutzung Probleme auftreten.
Bei dem Warmwalzschritt gemäß der vorliegenden Erfindung, wie oben beschrieben, ist es erwünscht, die Bramme auf eine Temperatur von nicht weniger als 900°C wiederzuerwärmen, die wiedererwärmte Bramme bei einer Endwalz-Endtemperatur von nicht weniger als 700°C warmzuwalzen und das warmgewalzte Stahlblech bei einer Aufwickeltemperatur von nicht mehr als 800°C und vorzugsweise nicht weniger als 200°C aufzuwickeln.
Bei dem Warmwalzschritt gemäß der vorliegenden Erfindung kann das gesamte Endwalzen oder Teile davon durch Schmierwalzen durchgeführt werden, welches die Walzlast während des Warmwalzens verringert. Das Schmierwalzen ist auch im Hinblick auf das Erzielen einer einheitlichen Stahlblechform und einer einheitlichen Materialgüte wirksam. Der Reibungskoeffizient beim Schmierwalzen ist vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,25 bis 0,10. Es ist erwünscht, benachbarte Vorbleche miteinander zu verbinden, um ein kontinuierliches Endwalzverfahren durchzuführen. Das Einsetzen des kontinuierlichen Walzverfahrens ist auch im Hinblick auf die Betriebsstabilität des Warmwalzens erwünscht.
Dann wird ein Kaltwalzschritt an dem warmgewalzten Stahlblech durchgeführt. Bei dem Kaltwalzschritt wird das warmgewalzte Stahlblech zu einem kaltgewalzten Stahlblech kaltgewalzt. Jede Kaltwalzbedingung kann benutzt werden, sofern solche Bedingungen die Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einer erwünschten Dimension und Form erlauben und keine bestimmte Einschränkungen werden auferlegt. Die Reduktion beim Kaltwalzen ist vorzugsweise nicht weniger als 40%. Mit einer Reduktion von weniger als 40% tritt eine einheitlich Rekristallisation während des nachfolgenden Rekristallisations-Glühungsschritts kaum ein.
Dann wird das kaltgewalzte Stahlblech einem Rekristallisationsglühungsschritt zum Umwandeln des Blechs zu einem kaltgewalzten glühbehandelten Stahlblech unterworfen. Das Rekristallisationsglühen wird vorzugsweise in einer durchgehenden Glühstraße ausgeführt. Bei der vorliegenden Erfindung ist das Rekristallisationsglühen eine Wärmebehandlung, welche enthält: Erwärmen und Durchwärmen des kaltgewalzten Blechs in dem Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit in dem Temperaturbereich zwischen dem A_C1-Umwandlungspunkt und dem A_C3-Umwandlungspunkt, Abkühlen des Blechs und Beibehalten des Blechs bei einer Temperatur in dem Bereich von 300 bis 500°C für 30 bis 1200 Sekunden.
Die Erwärmungs- und Durchwärmungstemperatur für das Rekristallisationsglühen ist vorzugsweise innerhalb des Zweiphasenbereichs in dem Temperaturbereich zwischen dem A_C1-Umwandlungspunkt und dem A_C3-Umwandlungspunkt. Die Erwärmungs- und Durchwärmungstemperatur von weniger als der A_C1-Umwandlungspunkt führt zu der Bildung einer einzigen Ferritphase. Andererseits führt eine hohe Temperatur, überschreitend A_C3- Umwandlungspunkt zur Vergröberung der Kristallkörner, Ausbildung einer einzigen Austenitphase und einer erheblichen Verschlechterung der Pressbarkeit.
Nach der Erwärmungs- und Durchwärmungsbehandlung wird das Blech von der Erwärmungs- und Durchwärmungstemperatur abgekühlt und bei einer Temperatur in dem Bereich von 300 bis 500°C für 30 bis 1200 Sekunden beibehalten. Die Erwärmungs- und Durchwärmungstemperatur und die anschließende Beibehaltungsbehandlung unterstützen die Bildung einer Abschreckaustenitphase von nicht weniger als 1%. Wenn die Temperatur der Beibehaltungsbehandlung weniger als 300°C ist, wird das Verbundgefüge aus Ferrit und Martensit gebildet. Ein Temperaturbereich, überschreitend 500°C führt andererseits zu einem Ferrit/Bainitverbundgefüge oder einem Ferrit/Perlitverbundgefüge. In diesen Fällen wird das Abschreckaustenit kaum gebildet.
Außerdem kann eine Beibehaltungszeit von weniger als 30 Sekunden in dem Temperaturbereich von 300 bis 500°C nicht zu der Bildung des Abschreckaustenitgefüges führen. Auch eine Beibehaltungszeit überschreitend 1200 Sekunden kann nicht zu der Bildung des Abschreckaustenitgefüges führen, aber führt zu einem Ferrit/Bainitverbundgefüge. Deshalb ist die Beibehaltungszeit in dem Temperaturbereich 300 bis 500°C vorzugsweise in dem Bereich von 30 bis 1200 Sekunden.
Durch das Rekristallisationsglühen wird ein Verbundgefüge aus einer Ferritphase und einer Abschreckaustenitphase geformt, wodurch ein hohes ΔTS zusammen mit einer hohen Duktilität erzielt werden kann.
Nach dem Warmwalzen kann ein 10%iges Nachwalzen durchgeführt werden, um Einstellungen und andere Formkorrekturen oder Oberflächenrauheitskontrolle durchzuführen.
Das kaltgewalzte Stahlblech gemäß der Erfindung kann als ein Stahlblech zum Bearbeiten und als ein Stahlblech für Oberflächenbehandlung benutzt werden. Oberflächenbehandlungen enthalten Galvanisieren (enthaltend Legieren), Verzinnen und Emaillieren. Nach der Galvanisierung kann das kaltgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung einer speziellen Behandlung zum Verbessern der chemischen Umwandlungsbehandlungseigenschaften, Schweißbarkeit, Pressbarkeit und Korrosionswiderstand unterworfen werden.
(3) Feuerverzinktes Stahlblech
Das feuerverzinkte Stahlblech (hot-dip galvanized steel sheet) gemäß der vorliegenden Erfindung wird nunmehr beschrieben.
Das feuerverzinkte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung hat ein Verbundgefüge, umfassend eine primäre Phase, bestehend aus einer Ferritphase und einer angelassenen Martensitphase und eine sekundäre Phase, enthaltend eine Abschreckaustenitphase in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3%.
Es wird darauf hingewiesen, dass der Begriff "angelassene Martensitphase" in der vorliegenden Erfindung eine durch Erwärmen eines Lathmartensits (lath martensit) erzeugte Phase bezeichnet. Das heißt die angelassene Martensitphase behält weiterhin eine feine innere Struktur des Lath-Martensits nach dem Erwärmen (Anlassen). Ferner wird die angelassene Martensitphase durch Erwärmen (Anlassen) weich gemacht, hat eine erhöhte Verformbarkeit im Vergleich zu Martensit und ist zur Verbesserung der Duktilität des Stahlblechs wirksam. Es wird darauf hingewiesen, dass der "Lath-Martensit" Martensit, bestehend aus einem Bündel von dünnen, langen plattenartigen Martensitkristallen, welche mit einem Rasterelektronenmikroskop beobachtet werden können, bedeutet.
Bei dem feuerverzinkten Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist das gesamte Volumenverhältnis der Ferritphase und der angelassenen Martensitphase, welche als die primäre Phase wirken, vorzugsweise nicht weniger als 50%. Mit einem Gesamtvolumenverhältnis der Ferrit- und der angelassenen Phase von weniger als 50% ist es schwierig, eine hohe Duktilität zu gewährleisten und die Pressbarkeit wird verringert. Wenn eine verbesserte Duktilität verlangt wird, ist das gesamte Volumenverhältnis der Ferrit- und Martensitphase, welche als die primäre Phase wirken, vorzugsweise nicht weniger als 80%. Um die Vorteile des Verbundgefüges voll auszuschöpfen, ist die Ferritphase und die angelassene Martensitphase vorzugsweise nicht mehr als 98%. Die Ferritphase, welche die primäre Phase bildet, besetzt vorzugsweise nicht mehr als 30 Vol.-% des gesamten Gefüges und die angelassene Phase besetzt vorzugsweise nicht weniger als 20 Vol.-% des gesamten Gefüges. Mit einem Volumenverhältnis der Ferritphase von weniger als 30% oder mit einem Volu menverhältnis der angelassenen Martensitphase von weniger als 20% wird die Duktilität nicht erstaunlich erhöht.
Das feuerverzinkte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung enthält eine Abschreckaustenitphase als eine sekundäre Phase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% des gesamten Gefüges. Die sekundäre Phase kann eine einzelne Abschreckaustenitphase mit einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% oder eine Mischung einer Abschreckaustenitphase bei einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% und einer weiteren (anderen) Phase, beispielsweise eine Perlitphase, eine Bainitphase und/oder Martensitphase sein.
Die Gründe zum Einschränken der Zusammensetzung des feuerverzinkten Stahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung werden nun beschrieben.
C: nicht mehr als 0,20%
C ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs verbessert und die Bildung eines Verbundgefüges aus einer primären Phase, umfassend Ferrit und angelassenem Martensit, und einer sekundären Phase, bestehend aus Abschreckaustenit, fördert. Bei der vorliegenden Erfindung wird im Hinblick auf das Formen des Verbundgefüges C vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,01% enthalten. Ein C-Anteil überschreitend 0,20%, verursacht eine Erhöhung des Carbidanteils in dem Stahl, was zu einer verringerten Duktilität und folglich einer Verringerung der Pressbarkeit führt. Ein ernstzunehmenderes Problem ist, dass ein C-Anteil, überschreitend 0,20% zu einer erstaunlichen Verschlechterung der Punktschweißbarkeit oder Lichtbogenschweißbarkeit führt. Aus diesen Gründen ist der C-Anteil bei der vorliegenden Erfindung auf nicht mehr als 0,20% beschränkt. Im Hinblick auf die Formbarkeit ist der C-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,18%.
Si: nicht mehr als 2,0%
Si ist ein nützliches Verfestigungselement, welches die Festigkeit eines Stahlblechs ohne bemerkbare Verringerung der Duktilität des Stahlblechs verbessert und ist zum Erhalt von Abschreckaustenit notwendig. Diese Wirkungen sind insbesondere bei einer Si-Anteil von nicht weniger als 0,1% bemerkbar und der Si-Anteil ist deshalb vorzugsweise nicht weniger als 0,1%. Ein Si-Anteil überschreitend 2,0% führt jedoch zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit und verschlechtert die Galvanisierungsfähigkeit. Deshalb ist der Si-Gehalt auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Mn: nicht mehr als 3,0%
Mn ist ein nützliches Element, welches den Stahl verfestigt und durch S verursachtem Warmriss verhindert, und ist deshalb in einer Menge gemäß dem S-Gehalt enthalten. Diese Wirkungen sind insbesondere bei einem Mn-Anteil von nicht weniger als 0,5% bemerkbar. Ein Mn-Anteil überschreitend 3,0%, führt jedoch zu einer Verschlechterung der Pressbarkeit und Schweißbarkeit. Der Mn-Anteil ist deshalb auf nicht mehr als 3,0% beschränkt. Besonders bevorzugt ist der Mn-Anteil nicht weniger als 1,0%.
P: nicht mehr als 0,10%
P verfestigt den Stahl. Bei der vorliegenden Erfindung ist P vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,005% zum Sicherstellen der Festigkeit enthalten. Ein übermäßiger Gehalt an P, überschreitend 0,10% verursacht jedoch Verschlechterung der Pressbarkeit. Aus diesem Grund ist der P-Anteil bei der vorliegenden Erfindung auf nicht mehr als 0,10% beschränkt. Wenn eine weiterhin verbesserte Pressbarkeit verlangt wird, ist der P-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,08%.
S: nicht mehr als 0,02%
S ist ein Element, welches als Einschlüsse in dem Stahlblech vorhanden ist und verursacht Verschlechterung der Duktilität, Formbarkeit und insbesondere der Stretch-Bördelformbarkeit des Stahlblechs und sollte deshalb so gering wie möglich sein. Ein S-Anteil verringert auf nicht mehr als 0,02%, verursacht keine größeren nachteiligen Effekte und deshalb ist der S-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung auf nicht mehr als 0,02% beschränkt. Wenn eine exzellente Stretch-Bördelformbarkeit verlangt wird, ist der S-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,010%.
Al: nicht mehr als 0,10%
Al ist ein Stahldesoxidationsmittel und ist zur Verbesserung der Sauberkeit des Stahls nützlich. Außerdem ist Al zum Bilden des Abschreckaustenits wirksam. Bei der vorliegenden Erfindung ist der Al-Gehalt vorzugsweise nicht weniger als 0,01%. Ein Al-Anteil überschreitend 0,30%, kann jedoch einen weiterhin verbesserten Effekt aufgrund der Sättigung des Effekts nicht erzeugen und verursacht Verschlechterung der Pressbarkeit. Der Al-Anteil ist deshalb auf nicht mehr als 0,30% beschränkt. Die vorliegende Erfindung enthält auch einen Stahlherstellungsprozess, welcher andere Desoxidationsmittel, beispielsweise Ti oder Si, nutzt und durch solche Desoxidationsverfahren hergestellte Stahlbleche sind auch innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung. Hinzufügung von Ca oder REM zu geschmolzenem Stahl verschlechtert nicht die Eigenschaften des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung. Natürlich sind Stahlbleche, enthaltend Ca oder REM innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung.
N: nicht mehr als 0,02%
N ist ein Element, welches die Festigkeit eines Stahlblechs durch Festlösungsfestigung oder Reckalterung erhöht und ist vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,001% enthalten. Ein N-Anteil überschreitend 0,02% verursacht eine Erhöhung des Nitridanteils in dem Stahlblech, was eine erhebliche Verschlechterung der Duktilität und der Pressbarkeit verursacht. Der N-Anteil ist deshalb auf nicht mehr als 0,02% beschränkt. Wenn eine weiterhin verbesserte Pressbarkeit verlangt wird, ist der N-Anteil vorzugsweise nicht mehr als 0,01%.
Cu: 0,5 bis 3,0%
Cu ist ein Element, welches die Härtbarkeit durch Verformungsalterung eines Stahlblechs (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformungs-/Wärmebehandlung) erstaunlich erhöht und ist das wichtigste Element der vorliegenden Erfindung. Mit einem Cu-Anteil von weniger als 0,5% kann eine Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa durch Änderung der Vorverformungs-/Wärmebehandlungsbedingungen nicht erzielt werden. Bei der vorliegenden Erfindung sollte deshalb Cu in einer Menge von nicht weniger als 0,5% ent haltend sein. Mit einem Cu-Anteil, überschreitend 3,0%, ist die Wirkung jedoch gesättigt, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt. Außerdem tritt eine Verschlechterung der Pressbarkeit ein und die Oberflächengüte des Stahlblechs wird verschlechtert. Der Cu-Anteil ist deshalb innerhalb des Bereichs von 0,5 bis 3,0% beschränkt. Um gleichzeitig ein höheres ΔTS und exzellente Pressbarkeit zu erzielen, ist der Cu-Anteil vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 1,0 bis 2,5%.
Bei der vorliegenden Erfindung wird bevorzugt, dass die Zusammensetzung, welche Cu enthält, ferner wenigstens eine der folgenden Gruppe A bis C, in Gew.-%, enthält:

Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%
Gruppe A: Ni ist ein Element, welches zum Verhindern von durch Cu, welches in dem Stahl enthalten ist, verursachten Oberflächendefekten wirksam ist und kann wie erforderlich enthalten sein. Der Ni-Gehalt ist von dem Cu-Gehalt abhängig und ist vorzugsweise ungefähr die Hälfte des Cu-Gehalts, insbesondere innerhalb des Bereichs von ungefähr 30 bis 80% des Cu-Gehalts. Ein 2,0% überschreitender Ni-Gehalt kann keine weitere Verbesserungen der Wirkung aufgrund der Sättigung der Wirkung erzielen, was zu nachteiligen wirtschaftlichen Folgen führt und verschlechtert die Pressbarkeit. Aus diesen Gründen ist der Ni-Anteil vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Gruppe B: wenigstens eine von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%
Gruppe B: Cr und Mo, wie auch Mn verfestigen das Stahlblech und können, wie erforderlich, enthaltend sein. Wenn jedoch wenigstens eines von Cr und Mo in einer Menge überschreitend insgesamt 2,0%, enthalten ist, wird die Pressbarkeit verschlechtert. Der Gesamtanteil an Cr und Mo ist vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt. Im Hinblick auf die Pressbarkeit ist ein Cr-Anteil vorzugsweise nicht weniger als 0,1% und ein Mo-Anteil vorzugsweise nicht weniger als 0,1%.
Gruppe C: wenigstens eines von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%
Gruppe C: Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und erhöhen die Festigkeit durch feine Ausfällung von Carbiden und können, wie erforderlich, ausgewählt und enthalten sein. Wenn jedoch der Gesamtanteil von wenigstens eines von Nb, Ti und V 0,2% überschreitet, wird die Pressbarkeit verschlechtert. Der Gesamtanteil an Nb, Ti und V ist somit vorzugsweise auf nicht mehr als 0,2% beschränkt. Die oben genannte Wirkung kann bei einem Nb-Anteil von nicht weniger 0,01%, bei einem Ti-Anteil von nicht weniger als 0,01% und bei einem V-Anteil von nicht weniger als 0,01% erzielt werden.
Bei der vorliegenden Erfindung können statt Cu wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo: 0,05 bis 2,0%, Cr: 0,05 bis 2,0%, und W: 0,05 bis 2,0% in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0% enthaltend sein.
Wenigstens eines aus der Gruppe, bestehend aus Mo: 0,05 bis 2,0%, Cr: 0,05 bis 2,0% und W: 0,05 bis 2,0%, in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0%
Bei der vorliegenden Erfindung sind Mo, Cr und W als auch Cu die wichtigsten Elemente, welche die Härtbarkeit durch Verformungsalterung des Stahlblechs erstaunlich erhöhen (Erhöhung der Festigkeit nach Vorverformungs-/Wärmebehandlung). Wenn ein Stahlblech, enthaltend wenigstens eines von Mo, Cr und W und mit einem Verbundgefüge, umfassend eine primäre Phase aus einer Ferritphase und eine angelassene Martensitphase, und eine sekundäre Phase, enthaltend Abschreckaustenit in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% einer Vorbelastung (Vorverformung) von nicht weniger als 5% und einer Niedrigtemperaturwärmebehandlung (Wärmebehandlung) unterworfen wird, wird das Abschreckaustenit zu Martensit durch spannungsveranlasste Umwandlung umgeformt. Dann wird die Bildung von feinen Carbidausfällungen durch die Belastung bei einer niedrigen Temperatur in dem Martensit veranlasst, was zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa führt. Mit einem Anteil von jedem dieser Elemente von weniger als 0,05% führt eine Änderung des Stahlblechgefüges und der Vorverformungs-/ Wärmebehandlungsbedingungen nicht zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa. Deshalb ist jede von Mo, Cr und W bei der vorliegenden Erfindung vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,05% enthalten. Wenn der Gehalt von jedem von Mo, Cr und W 2,0% überschreitet, kann ein weiterhin verbesserter Effekt entsprechend dem Anteil aufgrund der Sättigung der Wirkung nicht erwartet werden, was zu ungünstigen wirtschaftlichen Folgen führt und dies führt zur Verschlechterung der Pressbarkeit. Aus diesen Gründen ist der Anteil von jedem an Mo, Cr und W vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 0,05 bis 2,0% beschränkt und die Gesamtmenge davon ist vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt.
Die oben genannte Zusammensetzung, enthaltend wenigstens eines von Mo, Cr und W, enthält vorzugsweise ferner wenigstens eines von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 2,0%.
Wenigstens eines von Nb, Ti und V in einer Gesamtmenge von 2,0%
Nb, Ti und V sind Carbid bildende Elemente und können, wie erforderlich, ausgewählt und hinzugefügt werden, wenn wenigstens eines von Mo, Cr und W hinzugefügt wird. Ein Gesamtanteil von Nb, Ti und V überschreitend 2,0%, verursacht jedoch Verschlechterung der Pressbarkeit. Die Gesamtmenge an Nb, Ti und V ist vorzugsweise auf nicht mehr als 2,0% beschränkt. Wenigstens Mo, Cr und W werden hinzugefügt, wenigstens eines von Nb, Ti und V werden hinzugefügt und das Gefüge wird zu einem Verbundgefüge aus einer primären Phase, umfassend eine Ferritphase und eine angelassene Martensitphase und eine sekundäre Phase, enthaltend Abschreckaustenit, umgeformt. Dies erzeugt feine Verbundcarbide in dem Martensit, welcher durch spannungsveranlasste Umwandlung während der Vorverformungs-/Wärmebehandlung erzeugt wurde und die spannungsveranlasste feine Ausfällung bei einer niedrigen Temperatur tritt ein, was zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit ΔTS von nicht weniger als 80 MPa führt. Um diese Wirkung zu erzielen, sind Nb, Ti und V vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,01% für Nb, in einer Menge von nicht weniger als 0,01% für Ti und in einer Menge von nicht weniger als 0,01% für V enthalten und wenigstens eines von Nb, Ti und V können, wie erforderlich, ausgewählt und enthaltend sein.
Obwohl keine bestimmten Beschränkungen auferlegt werden, außer für die oben genannten Bestandteile, kann die Zusammensetzung ohne weiteres enthalten: B: nicht mehr als 0,1%, Ca: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,1% und REM: nicht mehr als 0,1%.
Der Rest der Zusammensetzung des Stahls ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Zulässige unvermeidbare Verunreinigungen enthalten Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01% und Co: nicht mehr als 0,1%.
Das Verfahren zum Herstellen des feuerverzinkten Stahlblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird nunmehr beschrieben.
Das feuerverzinkte Stahlblech wird vorzugsweise durch einen primären Wärmebehandlungsschritt von Erwärmen eines Stahlblechs mit der oben genannten Zusammensetzung auf eine Temperatur von nicht weniger als der A_C1-Umwandlungspunkt und schnelles Abkühlen des Stahlblechs, einen sekundären Wärmebehandlungsschritt von Erwärmen des Stahlblechs auf eine Temperatur der Ferrit/Austenitdoppelphase innerhalb des Bereichs A_C1-Umwandlungspunkt bis A_C3-Umwandlungspunkt in einer durchgehenden Schmelz-Galvanisierungsstraße und einen Feuerverzinkungsschritt zum Formen einer feuerverzinkten Schicht auf jeder Oberfläche des Stahlblechs hergestellt.
Ein warmgewalztes Stahlblech oder kaltgewalztes Stahlblech kann vorzugsweise bei diesem Verfahren benutzt werden. Ein bevorzugtes Verfahren zum Herstellen des benutzten Stahlblechs wird nun beschrieben, obwohl das Verfahren gemäß der Erfindung nicht auf dieses beschränkt ist.
Ein geeignetes Verfahren zum Herstellen des warmgewalzten Stahlblechs, welches als ein Galvanisierungssubstrat benutzt wird, wird beschrieben.
Ein benutztes Material (Stahlbramme) wird vorzugsweise durch ein Stranggießverfahren zum Verhindern von Makroabsonderungen der Bestandteile hergestellt, aber es kann auch durch ein Blockgussverfahren oder einem Gießverfahren zum Herstellen von dünnen Brammen hergestellt werden. Ein bei dieser Ausführungsform eingesetztes konventionelles Verfahren enthält die Schritte: Herstellen einer Stahlbramme, Abkühlen der Stahlbramme auf Raumtemperatur und Wiedererwärmen der Bramme. Alternativ kann ein energieschonendes Verfahren ohne Weiteres eingesetzt werden. Als das energieschonende Verfahren kann beispielsweise ein "Direct-Hot-Charge-Walzprozess" zum Einführen der warmen Stahlbramme in einem Wiedererwärmungsofen ohne Abkühlen derselben und ein direktes Walzverfahren von unmittelbarem Walzen nach einem kurzen Temperaturhalten eingesetzt werden.
Das Material (Stahlbramme) wird zuerst erwärmt und einem Warmwalzschritt zum Formen eines warmgewalzten Stahlblechs unterworfen. Bekannte Warmwalzbedingungen können ohne Weiteres eingesetzt werden, solange ein warmgewalztes Stahlblech mit einer erwünschten Dicke hergestellt werden kann. Bevorzugte Bedingungen des Warmwalzens sind wie folgt:
Bramme-Wiedererwärmungstemperatur: nicht weniger als 900°C
Im Falle einer Cu-enthaltenden Stahlbramme ist die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise so gering wie möglich, um durch Cu verursachte Oberflächendefekte zu vermeiden. Eine Erwärmungstemperatur von weniger als 900°C verursacht: jedoch eine Erhöhung der Walzlast, wodurch die Gefahr von Auftreten von Problemen während des Warmwalzens erhöht wird. Unter Berücksichtigung der Erhöhung des durch bwschleunigte Oxidation verursachten Zunderverlusts ist die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur vorzugsweise nicht mehr als 1300°C. Im Hinblick darauf, die Bramme-Wiedererwärmungstemperatur zu verringern und das Auftreten von Problemen während des Warmwalzens zu vermeiden, ist die Nutzung einer so genannten Vorblechwärmeeinheit, welche ein Vorblech erwärmt, wirksam.
Endwalz-Endtemperatur: nicht weniger als 700°C
Bei einer Endwalz-Endtemperatur FDT von nicht weniger als 700°C ist es möglich, ein einheitliches warmgewalztes Ausgangsblechgefüge zu erhalten, welches eine exzellente Formbarkeit nach dem Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen bereitstellt. Eine Endwalz-Endtemperatur FDT von weniger als 700°C führt zu einem nicht einheitlichen Gefüge des warmgewalzten Ausgangsblechs und einer höheren Walzlast während des Warmwalzens, wodurch die Gefahr des Auftretens von Problemen während des Warmwalzens erhöht wird. Die FDT für den Warmwalzschritt wird somit vorzugsweise nicht weniger als 700°C festgelegt.
Aufwickeltemperatur: nicht mehr als 800°C
Die Aufwickeltemperatur CT ist vorzugsweise nicht mehr als 800°C und besonders bevorzugt nicht weniger als 200°C. Die 800°C übersteigende CT neigt dazu, eine Verringerung der Förderung als ein Ergebnis des erhöhten Zunderverlustes zu verursachen. Mit einer CT von weniger als 200°C wird die Stahlblechform erheblich beeinträchtigt und es besteht eine erhöhte Gefahr des Auftretens von Problemen während praktischer Nutzung.
Das in der Erfindung auf geeignete Weise einsetzbare warmgewalzte Stahlblech wird vorzugsweise durch: Erwärmen der Bramme auf nicht weniger als 900°C, Warmwalzen der erwärmten Bramme bei einer Endwalz-Endtemperatur von nicht mehr als 700°C und Aufwickeln des warmgewalzten Bleches bei einer Aufwickeltemperatur von nicht mehr als 800°C und vorzugsweise nicht weniger als 200°C hergestellt.
Bei dem oben genannten Warmwalzschritt kann das gesamte oder ein Teil des Endwalzens durch Schmierwalzen ausgeführt werden, welches die Walzlast während des Warmwalzens reduziert. Das Schmierwalzen ist auch im Hinblick auf das Erzielen einer einheitlichen Stahlblechform und einer einheitlichen Materialgüte wirksam. Der Reibungskoeffizient während des Schmierwalzens ist vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 0,25 bis 0,10. Es ist erwünscht, die benachbarten Vorbleche miteinander zu verbinden, um ein kontinuierliches Endwalzverfahren durchzuführen. Einsetzen des kontinuierlichen Walzverfahrens ist auch im Hinblick auf die Betriebsstabilität des Warmwalzens wünschenswert.
Das warmgewalzte Blech mit Zunder kann glühbehandelt werden, um eine interne Oxidschicht bei der Oberfläche des Stahlblechs zu erzeugen. Die interne Oxidschicht, welche Ansammlung an Si, Mn und P bei der Oberfläche verhindert, verbessert die Feuerverzinkungsfähigkeit.
Das warmgewalzte Blech, hergestellt durch das oben genannte Verfahren, kann als ein Ausgangsblech zum Galvanisieren benutzt werden. Alternativ kann das warmgewalzte Blech zu einem kaltgewalzten Blech kaltgewalzt werden und als ein Ausgangsblech zum Galvanisieren benutzt werden.
Bei dem Kaltwalzschritt kann jede Kaltwalzbedingung ohne besondere Einschränkungen benutzt werden, sofern eine solche Bedingung die Herstellung von kaltgewalzten Blechen mit erwünschter Dimension und Form erlaubt. Die Höhenabnahme beim Kaltwalzen ist vorzugsweise nicht weniger als 40%. Eine Reduktion von weniger als 40% hemmt eine einheitliche Rekristallisation während der anschließenden primären Wärmebehandlung.
Bei der vorliegenden Erfindung wird das oben genannte Stahlblech (warmgewalzte Blech oder kaltgewalzte Blech) einem primären Wärmebehandlungsschritt, enthaltend Erwärmen auf eine Temperatur von nicht weniger als der A_C1-Umwandlungspunkt und schnelles Abkühlen unterworfen.
Erwärmen bei der primären Wärmebehandlung: das Stahlblech wird vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht weniger als A_C1-Umwandlungspunkt, vorzugsweise nicht weniger als (A_C3-Umwandlungspunkt – 50°C) und besonders bevorzugt nicht weniger als A_C3-Umwandlungspunkt gehalten. Nach dem Erwärmen wird das Stahlblech schnell auf eine Temperatur von nicht mehr als der Ms-Punkt bei einer Abkühlrate von nicht weniger als 10°C/Sekunden abgekühlt. Während des primären Wärmebehandlungsschritts wird Lathmartensit in dem Stahlblech produziert. Bei der vorliegenden Erfindung ist das wichtigste Merkmal die Bildung des Lathmartensits während des primären Wärmebehandlungsschritts. Sofern das Lathmartensit in dem Stahlblech nicht erzeugt wird, ist es schwierig, eine sekundäre Phase, enthaltend Abschreckaustenit in den anschließenden Schritten zu erzeugen.
Wenn ein warmgewalztes Stahlblech, welches Endwarmwalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als (Ar₃-Umwandlungspunkt –50°C) unterworfen wurde, als ein Ausgangsblech zum Galvanisieren benutzt wird, kann der primäre Erwärmungshehandlungsschritt mit schnellem Abkühlen des Stahlblechs auf eine Temperatur von nicht weniger als Ms-Punkt bei einer Abkühlrate von nicht weniger als 10°C/Sekunden während des Abkühlens nach dem Endwarmwalzen ersetzt werden.
Danach wird das Stahlblech, enthaltend den während der oben genannten primären Wärmebehandlung geformten Lathmartensit, einem sekundären Wärmebehandlungsschritt zum Erwärmen und Halten bei einer Temperatur in dem Bereich von A_C1-Umwandlungspunkt bis A_C3-Umwandlungspunkt in einer durchgehenden Galvanisierungsstraße unterworfen. Während des sekundären Wärmebehandlungsschritts wird das Lathmartensit, welches während des primären Wärmebehandlungsschritts erzeugt wurde, zu angelassenem Martensit umgeformt und ein Teil des Gefüges wird zu Austenit zum Formen von Abschreckaustenit umgewandelt.
Eine Erwärmungs- und Haltetemperatur von weniger als A_C1-Umwandlungspunkt bei dem sekundären Wärmebehandlungsschritt kann nicht Abschreckaustenit erzeugen. Eine Erwärmungs- und Haltetemperatur überschreitend den A_C3-Umwandlungspunkt, verursacht wieder Umwandlung des gesamten Gefüges des Stahlblechs zu Austenit, wobei das eingelassene Martensit verschwindet. Aus diesen Gründen ist die Erwärmungs- und Haltetemperatur bei der sekundären Wärmebehandlung innerhalb des Bereichs des A_C1-Umwandlungspunktes bis zu dem A_C3-Umwandlungspunkt.
Danach wird das Stahlblech, welches auf eine Temperatur in dem Bereich von A_C1-Umwandlungspunkt bis A_C3-Umwandlungspunkt während des zweiten Wärmebehandlungsschritts erwärmt und bei dieser Temperatur beibehalten wurde, vorzugsweise auf eine Temperatur von nicht mehr als 500°C bei einer Abkühlrate von 5°C/Sekunden oder mehr, im Hinblick auf die Bildung von Abschreckaustenit abgekühlt. Dies kann ein Verbundgefüge einer primären Phase, enthaltend eine Ferritphase und eine angelassene Martensitphase und eine sekundäre Phase, enthaltend Abschreckaustenit in dem Stahl erzeugen.
Das nach der sekundären Wärmebehandlung erhaltene Stahlblech wird anschließend einer Feuerverzinkungsbehandlung in einer durchgehenden Galvanisierungsstraße unterworfen.
Die Feuerverzinkungsbehandlung kann unter den Bedingungen durchgeführt werden (Galvanisierungsbadtemperatur: 450 bis 500°C), welche in einer herkömmlichen durchgehenden Galvanisierungsstraße benutzt werden, ohne bestimmte Einschränkungen. Weil eine Galvanisierung bei einer übermäßig hohen Temperatur zu einer schlechten Plattierbarkeit führt, wird das Galvanisieren vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht mehr als 500°C durchgeführt. Galvanisieren bei einer Temperatur von weniger als 450°C verursacht Verschlechterung der Plattierbarkeit. Im Hinblick auf die Bildung von Martensit ist die Abkühlrate von der Feuerverzinkungstemperatur auf 300°C vorzugsweise nicht weniger als 5°C/Sekunden.
Zum Zweck der Korrektur des Galvanisierungsgewichts, wie erforderlich, nach dem Galvanisieren kann ein Abstreifen (wiping) durchgeführt werden.
Nach der Feuerverzinkungsbehandlung kann eine Legierungsbehandlung einer feuerverzinkten Schicht durchgeführt werden. Die Legierungsbehandlung wird vorzugsweise durch Wiedererwärmen des galvanisierten Blechs auf eine Temperatur in dem Bereich von 450 bis 500°C nach der Feuerverzinkungsbehandlung durchgeführt. Bei einer Legierungsbehandlungstemperatur von weniger als 450°C schreitet die Legierungsbehandlung langsam fort, was zu einer niedrigen Produktivität führt. Eine Legierungsbehandlungstemperatur, überschreitend 550°C, führt andererseits zur Verschlechterung der Plattierharkeit, erschwert den Erhalt der Menge an erfordertem Abschreckaustenit und verschlechtert die Duktilität des Stahlblechs.
Nach der Legierungsbehandlung wird das Blech vorzugsweise auf 300°C bei einer Abkühlrate von nicht weniger als 5°C/Sekunden abgekühlt. Eine extrem niedrige Abkühlrate nach der Legierungsbehandlung führt dazu, dass es schwierig ist, eine erforderliche Menge an Abschreckaustenit zu formen.
Bei der vorliegenden Erfindung kann eine Beizbehandlung zum Entfernen einer konzentrierten Oberflächenschicht der Bestandteile, die auf der Oberfläche des Stahlblechs während des primären Wärmebehandlungsschritts erzeugt wurde, vorzugsweise zwischen dem primären Wärmebehandlungsschritt und dem Feuerverzinkungsschritt, zum Verbessern der Plattierbarkeit durchgeführt werden. Durch die primäre Wärmebehandlung werden P und Oxide von Si, Mn, Cr, etc. an der Stahloberfläche konzentriert, um eine Oberflächenkonzentrationsschicht zu bilden. Um die Plattierbarkeit zu verbessern, ist es wünschenswert, diese konzentrierte Oberflächenschicht durch Beizen zu entfernen und eine Glühbehandlung in einer reduzierten Atmosphäre anschließend in der durchgehenden Feuerverzinkungsstraße durchzuführen.
Nach dem Feuerverzinkungs- oder dem Legierungsbehandlungsschritt kann ein Nachwalzschritt mit einer Reduktion von nicht mehr als 10% zur Korrektur, wie beispielsweise Formkorrektur und Oberflächenrauheitskorrektur, durchgeführt werden.
An dem Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann jede spezielle Behandlung nach der Feuerverzinkung zum Verbessern der chemischen Behandlungsfähigkeit, Schweißbarkeit, Pressbarkeit und des Korrosionswiderstands durchgeführt werden.
<Beispiele>
(Beispiel 1)
Geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 1 angezeigten Zusammensetzungen wurden in einem Konverter hergestellt und zu Stahlbrammen durch ein Stranggussverfahren gegossen. Jedes dieser Stahlbrammen wurde wiedererwärmt und unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen zu warmgewalzten Stahlbändern (warmgewalzten Blechen) mit einer Dicke von 2,0 mm warmgewalzt. Das warmgewalzte Stahlblech wurde bei einer Reduktion von 1,0% nachgewalzt.
Für das resultierende warmgewalzte Stahlband (warmgewalzte Stahlblech) wurde das Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, Härtbarkeit durch Verformungsalterung und Loch-Ausdehnungseigenschaft bestimmt. Pressbarkeit wurde in Form von Dehnung EI (Duktilität), TS × EI-Balance und Loch-Ausdehnungsverhältnis λ ausgewertet. Diese Verfahren waren wie folgt.
(1) Mikrogefüge
Ein Probestück wurde von jedem der resultierenden warmgewalzten Bleche entnommen und das Mikrogefüge des Querschnitts (Abschnitt C) senkrecht zu der Walzrichtung des Stahlblechs wurde mit einem optischen Mikroskop oder einem Rasterelektronenmikroskop beobachtet. Die Volumenverhältnisse der Ferritphase, der Bainitphase und der Martensitphase in dem Stahlblech wurden mit einem Bildanalysator unter Verwendung einer Fotografie des Querschnittsgefüges bei einer Vergrößerung von 1000 bestimmt. Die Volumenverhältnisse der Abschreckaustenitphase wurden durch Polieren des Stahlblechs zu der mittleren Ebene in Richtung der Dicke und durch Messung der Diffraktionsröntgenintensitäten bei der mittleren Ebene bestimmt. Mo Kα-Röntgenstrahlstärken wurden als einfallende Röntgenstrahlen benutzt, die Verhältnisse der Diffraktionröntgenstrahlstärken der Ebenen {200}, {220} und {311} der Abschreckaustenitphase zu den Diffraktionsröntgenstrahlstärken der Ebenen {110}, {200} und {211} der Ferritphase wurden jeweils bestimmt und das Volumenverhältnis der Abschreckaustenitphase wurde von dem Durchschnitt dieser Verhältnisse bestimmt.
(2) Festigkeitseigenschaften
JIS Nr. 5-Festigkeitsprobestücke wurden von den resultierenden warmgewalzten Blechen entnommen und ein Zugversuch wurde gemäß JIS Z 2241 durchgeführt, um die Fließfestigkeit YS, die Zugfestigkeit TS und die Dehnung EI zu bestimmen.
(3) Härtbarkeit durch Verformungsalterung
JIS Nr. 5-Probestücke wurden in Walzrichtung der resultierenden warmgewalzten Stahlbleche entnommen. Eine 5%ige plastische Verformung wurde als eine Vorverformung (Zugvorverformung) angelegt. Nach einer Wärmebehandlung bei 250°C für 20 Minuten wurde ein Zugversuch durchgeführt, um die Festigkeitseigenschaften (Fließspannung YS_TH und Zugfestigkeit TS_HT) zu bestimmen und um ΔYS = YS_TH – YS und ΔTS = TS_HT – TS zu berechnen, wobei YS_TH und TS_HT die Fließspannung und Zugfestigkeit nach der Vorverformungs-/Wärmebehandlung sind und YS und TS die Fließspannung und Zugfestigkeit der warmgewalzten Stahlbleche sind.
(4) Loch-Ausdehnungseigenschaft
Ein Loch wurde durch Stanzen eines Probestücks, das von dem resultierenden warmge walzten Blech entnommen wurde, gemäß Japan Iron and Steel Federation Standard (JFS T 1001–1996) mit einer Stanze mit einem Durchmesser von 10 mm durchgeführt. Dann wurde das Loch mit einer konischen Stanze mit einem senkrechten Winkel von 60° ausgedehnt, so dass der Grat an der Außenseite erzeugt wurde, bis Risse, die durch die Dicke verlaufen, erzeugt wurden, wodurch das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ bestimmt wurde. Das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wurde durch die Gleichung: λ(%) = {(d – d₀)/d₀} × 100 bestimmt, wobei d₀ der Ausgangslochdurchmesser und d der innere Lochdurchmesser beim Auftreten von Rissen ist.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung weisen eine hohe Dehnung EI, eine hohe Festigkeits-/Duktilitätsbalance (TS × EI) und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, was andeutet, dass eine exzellente Stretch-Bördelformbarkeit besteht. Zusätzlich weisen alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass diese Proben eine exzellente Reckalterung bzw. Härtbarkeit durch Verformungsalterung besitzen. Die Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung deuten im Gegensatz an, dass die Proben eine niedrige Dehnung EI, ein geringes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, ein niedriges ΔTS und eine verringerte Pressbarkeit und Reckalterung besitzen.
(Beispiel 2)
Geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 4 anzeigten Zusammensetzung wurden in einem Konverter hergestellt und zu Stahlbrammen durch ein Stranggussverfahren gegossen. Je des dieser Stahlbrammen wurde wiedererwärmt und unter den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen zu einem warmgewalzten Stahlband (warmgewalzten Blech) mit einer Dicke von 2,0 mm warmgewalzt. Das warmgewalzte Stahlband wurde bei einer Reduktion von 1,0% nachgewalzt.
Für das resultierende warmgewalzte Stahlband (warmgewalzte Stahlblech) wurde das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Reckalterungseigenschaften und das Loch-Ausdehnungsverhältnis wie in Beispiel 1 bestimmt. Die Pressbarkeit wurde in Form von Dehnung EI (Duktilität), TS × EI-Balance und das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ ausgewertet.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 angegeben.
Alle Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung weisen eine hohe Dehnung EI, eine hohe Festigkeits-Duktilitätsbalance (TS × EI) mit exzellenter Pressbarkeit auf und weisen ferner einen sehr hohen ΔTS auf, was andeutet, dass die Proben eine exzellente Härtbarkeit durch Verformungsalterung besitzen. Die Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung deuten im Gegensatz an, dass die Proben eine niedrige Dehnung EI, eine niedrigen ΔTS und verringerte Pressbarkeit und Reckalterung besitzen.
(Beispiel 3)
Geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 7 angegebener Zusammensetzung wurden in einem Konverter hergestellt und zu Stahlbrammen durch ein Stranggussverfahren gegossen. Dann wurde jede dieser Stahlbrammen auf 1250°C wiedererwärmt und in einem Warmwalzschritt zum Warmwalzen bei einer Endwalz-Endtemperatur von 900°C und einer Aufwickeltemperatur von 600°C zu einem warmgewalzten Stahlband (warmgewalzten Blech) mit einer Dicke von 4,0 mm warmgewalzt. Dann wurde das warmgewalzte Stahlband (warmgewalzte Blech) einem Kaltwalzschritt zum Beizen und Kaltwalzen zu einem kaltgewalzten Stahlband (kaltgewalzten Blech) mit einer Dicke von 1,2 mm unterworfen. Danach wurde das kaltgewalzte Stahlband (kaltgewalzte Blech) einem Rekristallisationsglühungsschritt unterworfen, welcher eine Erwärmungs- und Durchwärmungsbehandlung und eine anschließende Beibehaltungsbehandlung unter den in Tabelle 8 angegebenen Bedingungen in einer durchgehenden Glühstraße zum Erhalten eines kaltgewalzten, glühbehandelten Blechs umfasst. Das resultierende Stahlband (kaltgewalzte, glühbehandelte Blech) wurde ferner bei einer Reduktion von 0,8% nachgewalzt.
Ein Probestück wurde von dem resultierenden Stahlband entnommen und das Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaft, Härtbarkeit durch Verformungsalterung und die Loch-Ausdehnungseigenschaften wurden wie in Beispiel 1 untersucht. Die Pressbarkeit wurde in Form der Dehnung EI (Duktilität), Festigkeits-Dehnungsbalance TS × EI und dem Loch-Ausdehnungsverhältnis wie in Beispiel 1 ausgewertet.
(1) Mikrogefüge
Ein Probestück wurde von jedem der resultierenden Stahlbleche entnommen und das Mikrogefüge des Querschnitts (Abschnitt L) in Walzrichtung des Stahlblechs wurde mit einem optischen Mikroskop und einem Rasterelektronenmikroskop beobachtet. Die Volumenverhältnisse der Ferrit-, Bainit- und Martensitphasen in dem Stahlblech wurden wie in Beispiel 1 durch eine Bildanalyse unter Nutzung einer Fotografie des Querschnittgefüges bei einer Vergrößerung von 1000 bestimmt. Die Menge des Abschreckaustenits wurde wie in Beispiel 1 durch polieren des Stahlblechs auf die mittlere Ebene in Richtung der Dicke und durch Messung der Diffraktionsröntgenstrahlintensitäten bei der mittleren Ebene bestimmt. Der einfallende Röntgenstrahl, die Ebenen der Ferritphase und die Ebenen des Abschreckaustenits, die benutzt wurden, waren die gleichen wie in Beispiel 1.
(2) Festigkeitseigenschaften
JIS Nr. 5-Festigkeitsprobestücke wurden von den resultierenden Stahlbändern in der Richtung senkrecht zu der Walzrichtung entnommen und ein Zugversuch wurde wie in Beispiel 1 gemäß JIS Z 2241 zum Bestimmen der Fließfestigkeit YS, Zugfestigkeit TS und Dehnung EI durchgeführt.
(3) Härtbarkeit durch Verformungsalterung
JIS Nr. 5-Probestücke wurden in die Richtung senkrecht zu der Walzrichtung der resultierenden Stahlbänder (kaltgewalzten, glühbehandelten Bleche) entnommen. Eine 5%ige plastische Verformung wurde als eine Vorverformung (Zugvorverformung) wie in Beispiel 1 durchgeführt. Nach einer Wärmebehandlung bei 250°C für 20 Minuten wurde ein Zugversuch zum Bestimmen der Festigkeitseigenschaften (Fließspannung YS_HT und Zugfestigkeit TS_HT) und zum Berechnen von ΔYS = YS_HT – YS und ΔTS = TS_HT – TS durchgeführt, wobei YS_HT und TS_HT die Fließspannung und Zugfestigkeit nach der Vorverformung/Wärmebehandlung sind und YS und TS die Fließspannung und Zugfestigkeit der Stahlbänder (kaltgewalzten, glühbehandelten Bleche) sind.
(4) Loch-Ausdehnungseigenschaften
Ein Loch wurde durch Stanzen eines Probestücks, das von dem resultierenden warmgewalzten Blech entnommen wurde, gemäß Japan Iron and Steel Federation Standard (JFS T 1001–1996) mit einer Stanze mit einem Durchmesser von 10 mm geformt. Dann wurde das Loch mit einer konischen Stanze mit einem senkrechten Winkel von 60° ausgedehnt, so dass der Grat an der Außenseite erzeugt wurde, bis Risse, die durch die Dicke verlaufen, erzeugt wurden, wodurch das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wie in Beispiel 1 bestimmt wurde.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 angegeben.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung sind kaltgewalzte Stahlbleche mit einer hohen Dehnung EI, einer hohen Festigkeit-Dehnungsbalance TS × EI, einem hohen Loch-Ausdehnungsverhältnis λ und exzellenter Pressbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit. Außerdem weisen die Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung ein sehr hohes ΔTS auf, dies deutet an, dass die Proben exzellente Härtbarkeit durch Verformungsalterung besitzen. Die Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden ErfindunG deuten dagegen an, dass die Proben jeweils eine niedrige Dehnung EI, ein niedriges TS × EI, ein niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, ein niedriges ΔTS und verringerte Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung besitzen.
(Beispiel 4)
Geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 10 angegeben Zusammensetzungen wurde in einem Konverter hergestellt und zu Stahlbrammen durch ein Stranggussverfahren gegossen. Jedes dieser Stahlbrammen wurde auf 1250°C wiedererwärmt und durch einen Warmwalzschritt zum Warmwalzen mit einer Endwalz-Endtemperatur von 900°C und einer Aufwickeltemperatur von 600°C zu einem warmgewalzten Stahlband (warmgewalzten Blech) mit einer Dicke von 4,0 mm warmgewalzt. Danach wurde das warmgewalzte Stahlband (warmgewalzte Blech) einem Kaltwalzschritt zum Beizen und Kaltwalzen zu einem kaltgewalzten Stahlband (kaltgewalzten Blech) mit einer Dicke von 1,2 mm unterworfen. Danach wurde das kaltgewalzte Stahlband (kaltgewalzte Blech) einem Rekristallisationsglühungsschritt unterworfen, welcher eine Erwärmungs- und Durchwärmungsbehandlung und eine anschließende Beibehaltungsbehandlung unter den in Tabelle 11 gezeigten Bedingungen in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße zum Erhalt eines kaltgewalzten, glühbehandelten Blechs umfasst. Das resultierende Stahlband (kaltgewalzte, glühbehandelte Blech) wurde ferner Nachwalzen bei einer Reduktion von 0,8% unterworfen.
Ein Probestück wurde aus dem resultierenden Stahlband entnommen und das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Härtbarkeit durch Verformungsalterung und die Loch-Ausdehnungseigenschaften wurden wie in Beispiel 3 untersucht.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 12 angegeben.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung weisen eine hohe Dehnung EI, eine hohe Festigkeits-Duktilitätsbalance TS × EI und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, was andeutet, dass die Proben exzellente Pressbarkeit, enthaltend Stretch-Bördelformbarkeit besitzen. Außerdem weisen die Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass die Proben exzellente Reckalterungseigenschaften besitzen. Die Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung zeigen im Gegensatz, dass die Proben eine niedrige Dehnung EI, ein niedriges TS × EI, ein niedriges Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, ein niedriges ΔTS und verringerte Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften besitzen.
(Beispiel 5)
Geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 13 angegebenen Zusammensetzungen wurden in einem Konverter hergestellt und durch ein Stranggussverfahren zu Stahlbrammen gegossen. Diese Brammen wurden unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen zu warmgewalzten Stahlbändern (warmgewalzten Blechen) warmgewalzt.
Nach dem Beizen wurde jedes dieser warmgewalzten Stahlbänder (warmgewalzten Blechen) einem primären Wärmebehandlungsschritt in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße (CAL) unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen und einem sekundären Wärmebehandlungsschritt in einer durchgehenden Feuerverzinkungsstraße (CGL) unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen unterworfen. Dann wurde das Blech einem Feuerverzinkungsbehandlungsschritt zum Durchführen von Feuerverzinken unterworfen, welches eine feuerverzinkte Schicht auf den Oberflächen des Stahlblechs bildet. Dann wurde ein Legierungsbehandlungsschritt zum Legieren der feuerverzinkten Schicht unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen angelegt. Einige der Stahlbleche wurden als feuerverzinkte beibehalten.
Nach weiterem Beizen wurde das warmgewalzte Stahlband (warmgewalzte Blech), erhalten durch das vorerwähnte Warmwalzen, einem Kaltwalzschritt unter den in Tabelle 14 gezeig ten Bedingungen zu einem kaltgewalzten Stahlband (kaltgewalzten Blech) unterworfen. Dann wurde das kaltgewalzte Stahlband (kaltgewalzte Blech) einem primären Wärmebehandlungsschritt in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße (CAL) unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen unterworfen. Nach einem sekundären Wärmebehandlungsschritt in der durchgehenden Feuerverzinkungsstraße (CGL) unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen wurde ein Feuerverzinkungsbehandlungsschritt durchgeführt. Dann wurde ein Legierungsbehandlungsschritt unter den in Tabelle 14 gezeigten Bedingungen durchgeführt. Einige der Stahlbleche wurden als feuerverzinkte beibehalten.
Vor dem sekundären Wärmebehandlungsschritt in der durchgehenden Feuerverzinkungsstraße (CGL) wurden einige der Stahlbleche nach dem primären Wärmebehandlungsschritt einer Beizbehandlung wie in Tabelle 14 angegeben unterworfen. Die Beizbehandlung wurde in einem Beizbad an der Eingangsseite der CGL durchgeführt.
Die Galvanisierungsbadtemperatur war innerhalb des Bereichs von 460 bis 480°C und die Temperatur des Stahlblechs, welches eingetaucht wurde, war innerhalb des Bereichs der Galvanisierungsbadtemperatur bis (Badtemperatur +10°C). Bei der Legierungsbehandlung wurde das Blech innerhalb des Temperaturbereichs von 480 bis 540°C wiedererwärmt und bei der Temperatur für 15 bis 28 Sekunden beibehalten. Die Abkühlrate nach der Legierungsbehandlung war 10°C/Sekunden. Das plattierte Stahlblech wurde ferner bei einer Reduktion von 1,0% nachgewalzt.
Für das feuerverzinkte Stahlblech (Stahlband), erhalten durch die vorerwähnten Schritte, wurde das Mikrogefüge, die Festigkeitseigenschaften, die Härtbarkeit durch Verformungsalterung und das Loch-Ausdehnungsverhältnis wie in Beispiel 1 bestimmt. Die Pressbarkeit wurde in Form von Dehnung EI (Duktilität) und Loch-Ausdehnungsverhältnis bestimmt.
(1) Mikrogefüge
Das Mikrogefüge des Querschnitts (Abschnitt L) in Walzrichtung des Stahlblechs wurde mit einem optischen Mikroskop und einem Rasterelektronenmikroskop beobachtet. Die Volumenverhältnisse der Ferritphase, der Lathmartensitphase, der angelassenen Martensitphase und der Martensitphase wurde wie in Beispiel 1 durch eine Bildanalyse unter Verwendung einer Fotografie des Querschnittsgefüges bei einer Vergrößerung von 1000 bestimmt. Die Menge an Abschreckaustenit wurde wie in Beispiel 1 durch Polieren des Stahlblechs zu der mittleren Ebene in Richtung der Dicke und durch Messung der Diffraktionröntgenstrahlintensitäten an der mittleren Ebene bestimmt. Der einfallende Röntgenstrahl, die Ferritphasenebenen und die Abschreckaustenitebenen, welche benutzt wurden, sind die gleichen wie in Beispiel 1.
(2) Festigkeitseigenschaften
JIS Nr. 5-Zugversuchsprobestücke wurden aus den resultierenden Stahlbändern in die Richtung senkrecht zu der Walzrichtung entnommen und ein Zugversuch wurde gemäß JIS Z 2241 zum Bestimmen der Fließfestigkeit YS, der Zugfestigkeit TS und der Dehnung EI wie in Beispiel 1 bestimmt.
(3) Härtbarkeit durch Verformungsalterung
JIS Nr. 5-Probestücke wurden aus den resultierenden Stahlbändern in die Richtung senkrecht zu der Walzrichtung entnommen und eine plastische Verformung von 5% wurde als eine Vorverformung (Zugvorverformung) wie in Beispiel 1 angelegt. Nach einer Wärmebe handlung bei 250°C für 20 Minuten wurde ein Zugversuch durchgeführt, um die Festigkeitseigenschaften (Fließspannung YS_TH und Zugfestigkeit TS_HT) zu bestimmen und um ΔYS = YS_TH – YS und ΔTS = TS_HT – TS zu berechnen, wobei YS_TH und TS_HT Fließspannung und Zugfestigkeit nach der Vorverformungs-/Wärmebehandlung und YS und TS die Fließspannung und Zugfestigkeit der Stahlbänder sind.
(4) Loch-Ausdehnungsverhältnis
Ein Loch wurde durch Stanzen eines Probestücks, das von dem resultierenden warmgewalzten Blech entnommen wurde, gemäß Japan Iron and Steel Federation Standard (JFS T 1001–1996) mit einer Stanze mit einem Durchmesser von 10 mm durchgeführt. Dann wurde das Loch mit einer konischen Stanze mit einem senkrechten Winkel von 60° ausgedehnt, so dass der Grat an der Außenseite erzeugt wurde, bis Risse, die durch die Dicke verlaufen, erzeugt wurden, wodurch das Loch-Ausdehnungsverhältnis λ wie in Beispiel 1 bestimmt wurde.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 15 angegeben.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung weisen eine hohe Dehnung EI und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, was andeutet, dass die Proben feuerverzinkte Stahlbleche mit exzellenter Stretch-Bördelformbarkeit sind. Außerdem weisen die Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass die Proben Stahlbleche mit exzellenter Härtbarkeit durch Verformungsalterung sind.
Die Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung deuten dagegen an, dass die Proben Stahlbleche mit niedriger Dehnung EI, einem niedrigen Loch-Ausdehnungsverhältnis λ, einem niedrigem ΔTS und verringerter Pressbarkeit und Reckalterungseigenschaften sind.
(Beispiel 6)
Geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 16 angegebenen Zusammensetzungen wurden in einem Konverter hergestellt und zu Stahlbrammen durch ein Stranggussverfahren gegossen. Jede dieser Stahlbrammen wurde auf 1250°C wiedererwärmt und durch einen Warmwalzschritt zum Warmwalzen mit einer Endwalz-Endtemperatur von 900°C und einer Aufwickeltemperatur von 600°C zu einem warmgewalzten Stahlband (warmgewalzten Blech) mit einer Dicke von 4,0 mm warmgewalzt. Dann wurde das warmgewalzte Stahlband (warmgewalzte Blech) einem Kaltwalzschritt zum Beizen und Kaltwalzen zu einem kaltgewalzten Stahlband (kaltgewalzten Blech) mit einer Dicke von 1,2 mm unterworfen. Danach wurde das kaltgewalzte Stahlband (kaltgewalzte Blech) einem primären Wärmebehandlungsschritt in einer durchgehenden Glühbehandlungsstraße (CAL) unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen unterworfen. Dann wurde das Blech einem sekundären Wärmebehandlungsschritt in einer durchgehenden Feuerverzinkungsstraße (CGL) unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen unterworfen und danach einem Feuerverzinkungsbehandlungsschritt zum Bilden einer feuerverzinkten Schicht auf den Oberflächen des Stahlblechs unterworfen. Zusätzlich wurde ein Legierungsbehandlungsschritt unter den in Tabelle 17 angegebenen Bedingungen angelegt. Die Abkühlrate nach der Legierungsbehandlung war 10°C/Sekunden. Einige der Stahlbänder (Stahlbleche) wurden als feuerverzinkte beibehalten.
Ein Stück wurde aus dem resultierenden feuerverzinkten Stahlband entnommen und das Mikrogefüge, Festigkeitseigenschaften, Härtbarkeit und Verformungsalterung und Loch-Ausdehnungseigenschaften wurden wie in Beispiel 5 ausgewertet.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 18 angegeben.
Alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung weisen eine hohe Dehnung EI und ein hohes Loch-Ausdehnungsverhältnis λ auf, was andeutet, dass die Beispiele feuerverzinkte Stahlbleche mit exzellenter Pressbarkeit sind. Zusätzlich weisen alle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung ein sehr hohes ΔTS auf, was andeutet, dass die Beispiele Stahlbleche mit exzellenter Härtbarkeit durch Verformungsalterung sind. Die Vergleichsbeispiele, außerhalb des Schutzbereichs der Erfindung deuten dagegen an, dass die Proben Stahlbleche mit niedriger Dehnung EI, niedrigem λ, niedrigem ΔTS und verringerter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung sind.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es möglich, Stahlbleche (warmgewalzte Stahlbleche, kaltgewalzte Stahlbleche und feuerverzinkte Stahlbleche) stabil herzustellen, bei welchen die Zugfestigkeit durch eine Wärmebehandlung, die nach dem Pressformen angelegt wird, erstaunlich erhöht werden kann, während eine exzellente Pressbarkeit beibehalten wird, dies führt zu erstaunlichen industriellen Effekten. Wenn ein Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung für Kraftfahrzeugbauteile genutzt wird, sind Vorteile, wie einfaches Pressformen, hohe und stabile Bauteileigenschaften nach Vollendung und ausreichender Beitrag zur Gewichtsreduzierung der Kraftfahrzeugkarosserie vorhanden.

Claims

Ein hoch duktiles Stahlblech mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung, bezeichnet durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, umfassend ein Verbundgefüge, enthaltend eine primäre Phase, die eine Ferritphase enthält, und eine sekundäre Phase, die eine Abschreckaustenitphase in einem Volumenverhältnis von nicht weniger als 3% enthält, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die umfasst, in Gew.-%: C: nicht mehr als 0,20%; Si: 1,0 bis 3,0%; Mn: nicht mehr als 3,0%; P: nicht mehr als 0,10%; S: nicht mehr als 0,02%; Al: nicht mehr als 0,30%; N: nicht mehr als 0,02%; und ferner entweder Cu: 0,5 bis 3,0%; und optional wenigstens eine der folgenden Gruppen A bis C: Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%; Gruppe B: wenigstens eine von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%; und Gruppe C: wenigstens eine von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0, 2%; oder: wenigstens eine von: Mo: 0,05 bis 2,0%; Cr: 0,05 bis 2,0%; und W: 0,05 bis 2,0%; insgesamt nicht mehr als 2,0%; optional wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0 Gew.-%, optional wenigstens eine von Ca: nicht mehr als 0,1% oder REM: nicht mehr als 0,1%, B: nicht mehr als 0,1% und Zr: nicht mehr als 0,1%, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigung ist, wobei die unvermeidbaren Verunreinigungen Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01% und Co: nicht mehr als 0,1% enthalten.
Ein hoch duktiles Stahlblech nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech ein warmgewalztes Stahlblech ist und die eine Ferritphase enthaltende primäre Phase eine Ferritphase ist.
Ein hoch duktiles Stahlblech nach Anspruch 2, wobei das warmgewalzte Stahlblech einen C-Gehalt von 0,05 bis 0,20% hat.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, warmgewalzten Stahlblechs mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung, bezeichnet durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, umfassend die Schritte: Warmwalzen einer Stahlbramme mit einer Zusammensetzung, umfassend, in Gew.-%: C: nicht mehr als 0,20%; Si: 1,0 bis 3,0%; Mn: nicht mehr als 3,0%; P: nicht mehr als 0,10%; S: nicht mehr als 0,02%; Al: nicht mehr als 0,30%; N: nicht mehr als 0,02%; und ferner entweder Cu: 0,5 bis 3,0%; und optional wenigstens eine der folgenden Gruppen A bis C: Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%; Gruppe B: wenigstens eine von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%; und Gruppe C: wenigstens eine von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%; oder: wenigstens eine von: Mo: 0,05 bis 2,0%; Cr: 0,05 bis 2,0%; und W: 0,05 bis 2,0%; insgesamt nicht mehr als 2,0%; optional wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0 Gew.-%, optional wenigstens eine von Ca: nicht mehr als 0,1% oder REM: nicht mehr als 0,1%, B: nicht mehr als 0,1% und Zr: nicht mehr als 0,1%, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigung ist, wobei die unvermeidbaren Verunreinigungen Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01% und Co: nicht mehr als 0,1% enthalten, zu einem warmgewalzten Stahlblech mit einer vorbestimmten Dicke, der Warmwalzschritt enthält Endwalzen bei einer Endwalz-Endtemperatur von 780 bis 980°C; Abkühlen des endgewalzten Stahlblechs innerhalb von 2 Sekunden auf eine Temperatur in dem Bereich von 620 bis 780°C unter einer Abkühlrate von nicht weniger als 50°C/Sekunden; Halten des Blechs bei der Temperatur in dem Bereich von 620 bis 780°C für 1 bis 10 Sekunden, oder langsames Abkühlen des Blechs unter einer Abkühlrate von nicht mehr als 20°C/Sekunden; Abkühlen des Blechs unter einer Abkühlrate von nicht weniger als 50°C/Sekunden auf eine Temperatur von 300 bis 500°C; und Aufwickeln des Blechs.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, warmgewalzten Stahlblechs nach Anspruch 4, wobei die Stahlbramme einen C-Gehalt von 0,05 bis 0,20% hat.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, warmgewalzten Stahlblechs nach einem der Ansprüche 4 bis 5, wobei ein Teil oder das gesamte Endwalzen Schmierwalzen ist.
Ein hoch duktiles Stahlblech nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech ein kaltgewalztes Stahlblech ist und die die Ferritphase enthaltende primäre Phase eine Ferritphase ist.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, kaltgewalzten Stahlblechs mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung, bezeichnet durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, umfassend: einen Warmwalzschritt zum Warmwalzen einer Stahlbramme mit einer Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%: C: nicht mehr als 0,20%; Si: 1,0 bis 3,0%; Mn: nicht mehr als 3,0%; P: nicht mehr als 0,10%; S: nicht mehr als 0,02%; Al: nicht mehr als 0,30%; N: nicht mehr als 0,02%; und ferner entweder Cu: 0,5 bis 3,0%; und optional wenigstens eine der folgenden Gruppen A bis C: Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%; Gruppe B: wenigstens eine von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%; und Gruppe C: wenigstens eine von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%; oder: wenigstens eine von: Mo: 0,05 bis 2,0%; Cr: 0,05 bis 2,0%; und W: 0,05 bis 2,0%; insgesamt nicht mehr als 2,0%; optional wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0 Gew.-%, optional wenigstens eine von Ca: nicht mehr als 0,1% oder REM: nicht mehr als 0,1%, B: nicht mehr als 0,1% und Zr: nicht mehr als 0,1%, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigung ist, wobei die unvermeidbaren Verunreinigungen Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01% und Co: nicht mehr als 0,1% enthalten, als ein Material zum Formen eines warmgewalzten Stahlblechs; einen Kaltwalzschritt zum Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs zu einem kaltgewalzten Stahlblech; und einen Rekristallisationsglühungs-Schritt zum Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlblechs zu einem kaltgewalzten, geglühten Stahlblech, der Rekristallisationsglühungs-Schritt enthält eine Wärmebehandlung von Erwärmen und Durchwärmen des Stahlblechs in einem Ferrit/Austenit-Zweiphasenbereich innerhalb eines Temperaturbereichs von dem A_C1-Umwandlungspunktes zu dem A_C3-Umwandlungspunkt, Abkühlen des Blechs und Beibehalten des Blechs in dem Temperaturbereich von 300 bis 500°C für 30 bis 1200 Sekunden.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, kaltgewalzten Stahlblechs nach Anspruch 8, wobei der Warmwalzschritt enthält: Erwärmen der Stahlbramme bei einer Temperatur von nicht weniger als 900°C, Walzen der Bramme bei einer Endwalz-Endtemperatur von nicht weniger als 700°C und Aufwickeln des warmgewalzten Stahlblechs bei einer Aufwickeltemperatur von nicht mehr als 800°C.
Ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs nach einem der Ansprüche 8 bis 9, wobei ein Teil oder das gesamte Warmwalzen Schmierwalzen ist.
Ein hoch duktiles, feuerverzinktes Stahlblech, umfassend eine feuerverzinkte Schicht oder eine legierte feuerverzinkte Schicht, ausgebildet auf der Oberfläche des hoch duktilen Stahlblechs nach einem der Ansprüche 1 bis 3.
Ein hoch duktiles, feuerverzinktes Stahlblech, umfassend eine feuerverzinkte Schicht oder eine legierte feuerverzinkte Schicht, ausgebildet auf der Oberfläche des hoch duktilen Stahlblechs nach Anspruch 7.
Ein hoch duktiles Stahlblech nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech ein feuerverzinktes Stahlblech mit einer feuerverzinkten Schicht oder einer legierten feuerverzinkten Schicht, ausgebildet auf einer Oberfläche des Stahlblechs ist und die eine Ferritphase enthaltende primäre Phase eine Ferritphase und eine angelassene Martensitphase umfasst, und der Si-Anteil 2,0% oder weniger ist.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, feuerverzinkten Stahlblechs mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung, bezeichnet durch ein ΔTS von nicht weniger als 80 MPa, umfassend: einen primären Wärmebehandlungsschritt zum Erwärmen eines Stahlblechs auf eine Temperatur von nicht weniger als der A_C1-Umwandlungspunkt und schnelles Abkühlen des Stahlblechs, das Stahlblech hat eine Zusammensetzung, enthaltend, in Gew.-%: C: nicht mehr als 0,20%; Si: nicht mehr als 2,0%; Mn: nicht mehr als 3,0%; P: nicht mehr als 0,10%; S: nicht mehr als 0,02%; Al: nicht mehr als 0,30%; N: nicht mehr als 0,02%; und ferner entweder Cu: 0,5 bis 3,0%; und optional wenigstens eine der folgenden Gruppen A bis C: Gruppe A: Ni: nicht mehr als 2,0%; Gruppe B: wenigstens eine von Cr und Mo: insgesamt nicht mehr als 2,0%; und Gruppe C: wenigstens eine von Nb, Ti und V: insgesamt nicht mehr als 0,2%; oder: wenigstens eine von: Mo: 0,05 bis 2,0%; Cr: 0,05 bis 2,0%; und W: 0,05 bis 2,0%; insgesamt nicht mehr als 2,0%; optional wenigstens eine von Nb, Ti und V in einer Menge von insgesamt nicht mehr als 2,0 Gew.-%, optional wenigstens eine von Ca: nicht mehr als 0,1% oder REM: nicht mehr als 0,1%, B: nicht mehr als 0,1% und Zr: nicht mehr als 0,1%, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigung ist, wobei die unvermeidbaren Verunreinigungen Sb: nicht mehr als 0,01%, Sn: nicht mehr als 0,1%, Zn: nicht mehr als 0,01% und Co: nicht mehr als 0,1% enthalten, einen sekundären Wärmebehandlungsschritt zum Erwärmen des Stahlblechs auf eine Temperatur in dem Bereich von dem A_C1-Umwandlungspunkt zu dem A_C3-Umwandlungspunkt; und einen Feuerverzinkungsschritt zum Ausbilden einer feuerverzinkten Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, feuerverzinkten Stahlblechs nach Anspruch 14, ferner umfassend einen Beizbehandlungsschritt zum Beizen des Stahlblechs zwischen dem primären Wärmebehandlungsschritt und dem sekundären Wärmebehandlungsschritt.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hoch duktilen, feuerverzinkten Stahlblechs nach einem der Ansprüche 14 bis 15, ferner umfassend, anschließend zu dem Feuerverzinkungsschritt, einen Legierungsschritt zum Legieren der feuerverzinkten Schicht.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, feuerverzinkten Stahlblechs nach einem der Ansprüche 14 bis 16, wobei das Stahlblech ein warmgewalztes Stahlblech, hergestellt durch Warmwalzen eines Materials unter den Bedingungen, enthaltend eine Erwärmungstemperatur von nicht weniger als 900°C, eine Endwalz-Endtemperatur von nicht weniger als 700°C und eine Aufwickeltemperatur von nicht mehr als 800°C, oder ein kaltgewalztes Stahlblech, erhalten durch Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs ist.
Ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, feuerverzinkten Stahlblechs nach Anspruch 17, wobei Kaltwalzen unter einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 40% durchgeführt wird.