DE2503988A1

DE2503988A1 - Verfahren zum herstellen von hochfestem, kalt reduziertem stahl bei kontinuierlicher waermebehandlungsstufe

Info

Publication number: DE2503988A1
Application number: DE19752503988
Authority: DE
Inventors: Kenzi Araki; Shiro Fukunaka; Takao Kurihara; Kuniki Uchida; Kanagawa Yokohama
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1974-01-31
Filing date: 1975-01-31
Publication date: 1975-08-07
Also published as: FR2259909A1; JPS5551410B2; DE2503988C2; JPS50106808A; GB1441905A; FR2259909B1

Description

Dr. F. Zumstein sen. - Pr. E. Assmann - Dr. R. Koenigsberger

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Dipl.-Phys. R. Holzbauer - Dipl-Ir.g. F. Klir.gseiseh - Dr. F. Zumstein jun.

PATENTANWÄLTE

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TELEX 528079 TELEGRAMME: ZUMPAT

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8 MÜNCHEN 2.

BRAUHAUSSTRASSE ♦

6/Li
P-50123-113

NIPPON KOKAN KABUSHIKI KAISHA, Tokyo/Japan

Verfahren zum Herstellen von hochfestem, kalt reduziertem Stahl bei kontinuierlicher Wärmebehandlungsstufe

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfestem, kalt reduziertem Stahl, und insbesondere ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls mit bevorzugten Eigenschaften, eines Rankford-Werts von wenigstens 1,1, einer absoluten Zugfestigkeit in einer Größenordnung von 70 kg/mm , einer Dehnung von über 20% und einer Zugfestigkeit in Querrichtung von über 900 kg/Punkt als Punktschweißbarkeit, der in einer . konitnuierlichen Wärmebehandlungsstufe hergestellt worden ist.

Im Hinblick auf die Sicherheit von Kraftfahrzeugen oder anderen Fahrzeugen sind hochfeste, kalt reduzierte Stahlbleche erforderlich. Bisher wurde hochfester, kalt reduzierter Stahl durch Zusatz von teuren Elementen, wie z.B· Mn," Ti, Nb oder V durch eine Wärmebehandlung des Stahls in einem Kammerofen

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hergestellt. Dieses Verfahren weist jedoch mehrere Nachteile auf:

1) Durch den Zusatz von teuren Elementen in entsprechend großen Mengen steigen die Herstellungskosten für den Stahl.

2) Die Durchführung der Kaltreduzierung wird schwierig, und

3) eine ungleichmäßige Festigkeitsverteilung ist unvermeidbar.

Zur Beseitigung der ungleichmäßigen Festigkeitsverteilung und zur Beseitigung anderer Nachteile wurde in der Japanischen . Patentveröffentlichung No. 40-3020 eine sogenannte BISRA-Methode vorgeschlagen. Hierbei wird ein Bandstahl von bekannter Zusammensetzung auf 740 bis 850⁰C erwärmt, der daraufhin auf 150 bis 250⁰C abgeschreckt und sofort aufgewickelt wird, wobei die Übervergütungswirkungen durch die selbsttätig auftretende Wärmebehandlung im aufgewickelten Zustand erzielt werden. Ein entsprechend hoher Zusatz von C, um die erforderliche Festigkeit zu erzielen, ergibt eine Abnahme der Dehnung, der Punktschweißbarkeit, des Rankford-Wertes, der. Streckformbarkeit (stretch flanging property), und ein solcher Stahl weist eine unzureichende Tiefziehfähigkeit auf. Da nach der Aufwicklung selbsttätig ein Wärmebehandlungsvorgang auftritt, ist die Fertigungslinie unterbrochen, so daß die Produktivität sinkt, wodurch dieses Herstellungsverfahren an Bedeutung verliert. In den Japanischen Patentveröffentlichungen Nos. 46-9541 und 46-9542 ist ein weiterentwickeltes, kontinuierliches Wärmebehandlungsverfahren beschrieben, das sich von jenem der Japanischen Veröffentlichung No. 40-3020 unterscheidet. Hierbei wird der kalt reduzierte Bandstahl auf den A,-Punkt erwärmt und in Wasser abgeschreckt, um seine Festigkeit zu verbessern. Jedoch weist diese Vorgehensweise einen Nachteil insofern auf, als die Festigkeit des Stahls in dem Einbrennlackiervorgang (coating-baking stage) nach der Preßformung um ungefähr

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15 kg/nun² abnimmt. Da die Dehnung in geringerem Maße im Vergleich zu der Zunahme der Festigkeit zunimmt, und aufgrund des geringeren Randford-Wertes ergeben sich eine geringere Tiefziehfähigkeit und Streckformbarkeit, worin große Nachteile zu sehen sind. Ein Erzeugnis, das zum Zeitpunkt der Preßfonming hart ist und nach der Umformung in ein Fertigerzeugnis /weioh wird, kann nur schwerlich bearbeitet werden und ist für die Verarbeitung zu einem Stahl, der für Sicherheitsfahrzeuge bestimmt ist, nicht geeignet'.

Die vorliegende Erfindung zielt auf die Überwindung der oben. ' beschriebenen Nachteile ab.

Erfindungsgemäß zeichnet sich ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kalt reduzierten Stahles bei einer kontinuierlichen Wärmebehandlungsstufe dadurch aus, daß die chemische Zusammensetzung des Stahls in der Stahlerzeugungsstufe innerhalb des folgenden Bereichs eingestellt wird!

C 0,04 bis 0,1090 P 0,04 bis 0,20% S nicht größer als 0,02$

Mn S% χ 10 bis 0,70% ' ;

Rest Verunreinigungen und Eisen,

daß der nach der bekannten Warmwalz- und Kaltreduzierstufe erhaltene kalt reduzierte Stahl dem folgenden kontinuierlichen Wärmebehandlungszyklus unterworfen wird:

Glüh-Haltestufe: Ac₁ - 900⁰C, 10 bis 120 Sekunden Abschreckstufe: lang,

Ausgangstemperatur für die Abschreckung:

von Ac. - 900⁰C, wobei die Abschreckung mit Wasserstrahl erfolgt, .

Temperbehandlungsstufe: 200 bis 500⁰C, 10 bis 180

Sekundenlang,

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und daß schließlich der Stahl abgekühlt und aufgewickelt wird. Dabei wird der P-Gehalt von 0,04 bis 0,20% in der Stahlerzeugungsstufe eingestellt. Bei dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsvorgang wird der Stahl auf Ac₁ - 900⁰C erwärmt und insgesamt 10 bis 120 Sekunden belassen, daraufhin im Wasserstrahl abgeschreckt, anschließend einer Temperung bei 200 bis 500°C für 10 bis 180 Sekunden unterworfen und schließlich auf Raumtemperatur abgekühlt und aufgewickelt.

Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte hochfeste, kalt reduzierte Stahl ist für die Verwendung als Stahl für Fahrzeuge, die den Verkehrssicherheitserfordernissen gerecht werden, geeignet. Ferner kann das Herstellungsverfahren kontinuierlich einem Wärmebehandlungsvorgang unterworfen werden.

Ferner weist der nach dem Verfahren hergestellte hochfeste, kalt reduzierte Stahl den Vorteil auf, daß die ursprüngliche Festigkeit des Stahls wenigstens in demselben Maß in der darauffolgenden Sinbrennlackierung nach der Preßformung zunimmt.

Ferner ermöglicht die vorliegende Erfindung die Herstellung eines hochfesten, kalt reduzierten Stahls, der eine gute Dehnung, Tiefziehfähigkeit, Streckformbarkeit und Schweißbarkeit trotz der Zunahme der Festigkeit aufweist, ohne daß hierfür besondere Elemente zugesetzt werden müssen.

Die Erfindung wird nachstehend anhand der aufgeführten Beispiele näher erläutert.

Um eine vollständige Ausnutzung der kontinuierlichen Wärmebehandlung, die bei der vorliegenden Erfindung \^rorgesehen ist, zu gewährleisten, ist eine spezifische Zusammensetzung des Stahls erforderlich. Der Stahl besteht hauptsächlich aus

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C: 0,04 bis 0,10% Ρϊ 0,04 Ms 0,20%

S: nicht mehr als Mn: S% χ 10 bis 0,70% 0,02% ·

Rest: Verunreinigung und Eisen.

Erforderlichenfalls kann noch Si zugesetzt werden, dessen Gehalt dann 0,30 bis 2,00% beträgt. ·

Der säurelösliche Aluminiumgehalt sollte entsprechend geringer als 0,010% eingestellt werden.

Bei einem Stahl mit einem so geringen säurelöslichen Aluminiumgehalt ergibt sich eine bessere Tiefziehfähigkeit.

Die Weiterbehandlung eines Stahls, der - wie oben aufgeführt zusammengesetzt ist, erfolgt auf die nachstehend beschriebene Art und Weise. Bei der Kaltreduzierung des Bandstahls sind keine besonderen Bedingungen einzuhalten. Beispielsweise sind hierfür Endtemperaturen von über 800⁰C und eine Aufwickeltemperatur von 500 bis 700⁰C beim Warmwalzen ausreichend. Beim Kaltwalzen eignet sich bevorzugt ein Kaltreduktionsverhältnis von ungefähr 70%, so daß ein kalt reduzierter Bandstahl, der tiefziehfähig ist, erhalten wird. Die folgende kontinuierliche Wärmebehandlungsstufe ist bevorzugt bei der Erfindung geeignet, so daß eine optimale Weiterbehandlung der oben aufgeführten Zusammensetzung des Stahles gewährleistet ist.

Rekristallisationsglühen:

Ac₁ bis 900⁰C für 10 bis 120 Sekunden . Ausgangstemperatur bei der Abschreckung:

Ac₁ bis 900⁰C

Die Abschreckung erfolgt im Wasserstrahl. Temperungstemperatur:

200 bis 500°C für 10 bis 180 Sekunden . Die darauffolgende Abkühlung und Aufwicklung erfolgt unter bekannten Voraussetzungen.

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Die oben aufgeführten Bedingungen sind zur Erzielung der folgenden mechanischen Eigenschaften für den kalt reduzierten
Stahl, der eine Festigkeit von 40 bis 80 kg/mm aufweist, unabdingbar?

Sankf ord»Wer.t._" (r) ι über 1.1

E&hnung - (Prüfprobe nach JIS "No. 5) Werkstoff mit 40 Eg/ma -.. .:,§. ,über 35$

Ii ι· 50 " ^h S "

H »60 * I * ^Z5$

it ■ ^K." 70 *' I * 20jf

Punkts chweißbarkeit (Zugfestigkeit in-Querrichtung - 1,2 mmiDi'ekev I

, über 900 kg/Punkt

Die Einstellung der oben aufgeführten Bereiche erfolgt aus den folgenden Gründen;

C: Die untere Grenze von 0,04% stellt einen kritischen Wert für den Blasvorgang mit Hilfe eines Konverters bei einer Massenherstellung dar, während der obere Grenzwert von 0,10% im Hinblick auf den Rankford-Wert, die Dehnung und dire Punktschweißbarkeit festgelegt wurden.

S; Beim gleichzeitigen Auftreten von P und S tritt eine nachteilige Beeinflußung der Punktschweißbarkeit ein, so daß der
S-Gehalt so gering als möglich, höchstens 0,02% oder weniger sein sollte. .

Mn: Im Hinblick auf die bekannte Rotbrüchigkeit des Stahls ist der untere Grenzwert von Mn mit S% χ 10 festgelegt, während der obere Grenzwert aus den folgenden Gründen 0,70% beträgt. Mn
spielt als Element eine ausschlaggebende Rolle bei der Bildung eines Austenitgefüges. Das Gefüge im Stahl bei der Abschreckung nimmt mit zunehmendem Mn-Gehalt zu, wodurch sich eine nachteilige Beeinflußung der Tiefziehfähigkeit (F-Wert) ergibt. Vorzugsweise ist ein Mn-Gehalt von Mn = 0,20% vorgesehen.

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P: Dieses Element wird in einem Bereich oberhalb des Bereichs der Verunreinigungen "bei dem Verfahren gemäß der Erfindung zugesetzt. Dieser Zusatz von P ermöglicht eine Verbesserung des Rankford-Werts durch die Doppelwirkung bei der Äbschreckbehandlung von Ac. bis 9OO°C im Wasserstrahl, Diese Wirkung tritt bevorzugt bei einem Stahl, dessen Si-Gehalt größer als G_S3Ö$> ist, auf. Diese Auswirkung läßt' sich bis ^etzt nicht begründen, jedoch liegt bei dem Verfahren gemäß der Erfindung hierin ©Ine überraschende Wirkung. Bei einem Stahl, der in seiner Zusasmensetzung einen solchen P-Gehalt aufweist, zeigt eine abnehmende Empfindlichkeit in bezug zur Abschrecktemperatur _s so daß ©ine gleichmäßige und gleichbleibende Qualität eines Werkstoffs erzielt wird. Ein Grund hierfür liegt vermutlich darin«, daß durch den Zusatz von einem der Ferrit bildenden Elemente₅ während Mn eines der Austenit bildenden Elemente ist, eine Reduzierung der Abhängigkeit von der Glüh- bzw. Wärmebehandlungstemperatur aufgrund eines "^'-Anteils, im Stahl während des Rekristallisationsglühens ermöglicht....Bei einer Temperbehandlung bei einer niedrigen Temperatur wird festgestellt, daß die Empfindlichkeit auf die Temperungstemperatur eine Verschlechterung dar'Slitat bewirkt, die ebenfalls durch einen Zusatz von P redusiert werden kann. Folglich komm eine gleichbleibende Güte ©ines Werkstoffes sowie die oben aufgeführte verminderte Empfindlichkeit in bezug auf eine Abschrecktemperatur bei dem Verfahren gemäß der Erfindung erzielt werden. Durch den Zusatz von P kann auch die Dehnungseigenschaft verbessert werden. P wirkt hierbei als ein Element, das ein Lösungshärtungsvermögen ohne Vergrößerung der zweiten Phase beim Abschrecken aufweistj, so daß die Härte der Ferritphase ohne Zunahme der Härte' des Abschreckgefüges möglich ist, wodurch der Unterschied in der Härte zwischen der Ferritphase und der zweiten Stufe der Abschreckung verringert wird. Durch den Zusatz von P kann die Festigkeit eines Stahls bei sehr geringen Kosten erhöht werden. Die überraschende Wirkung, die bei dem Verfahren gemäß der Erfindung auftritt, kann bei einem Zusatz von weniger als 0,04% P

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nicht erzielt werden. Ein Zusatz von über 0,20^ P sollte wegen der Verschlechterung der Punktschweißbarkeit nicht in Betracht gezogen werden. Ein bevorzugter Bereich für den Gehalt von P liegt bei 0,05 bis 0,120^.

Si: Die überraschende Wirkung des Verfahrens gemäß der Erfindung tritt auch ohne den Zusatz von Si auf, jedoch läßt sich durch den Zusatz von Si eine erforderliche Festigkeit des Stahls erzielen. Bei dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung muß berücksichtigt werden, daß die Festigkeit des Stahls ohne die Unterdrückung oder Verminderung der Vorteile eingestellt werden kann, insbesondere im Hinblick auf den Rankford-Wert, der - wie oben aufgeführt - über 1,1 liegt. Der oben aufgeführten Grundzusammensetzung des Stahls kann Si mit mehr als 0,3$> zugesetzt werden, ohne daß der Rankford-Wert abnimmt, jedoch liegt ein bevorzugter Bereich bei höchstens 2_tÖ% im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit. ·

Säurelösliches Al: Der Betrag des säurelöslichen Aluminiumgehalts beeinflußt die Vorteile und überraschenden Wirkungen des Verfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung nicht, jedoch liegt ein bevorzugter Bereich bei geringer 0,010^6.

Bedingungen beim Heiß- und Kaltwalzen:

Hierbei sind, wie oben aufgeführt, keine besonderen Voraussetzungen gegeben.

Bedingungen bei der kontinuierlichen Wärmebehandlung: . Bedingungen beim Rekristallisationsglühen:-

als untere Grenze beim Rekristallisationsglühen kommt bei einem kalt reduzierten Stahl der oben aufgeführten Zusammensetzung der Ac^-Punkt in Betracht. Liegt die Temperatur unterhalb Ac-, kann die erforderliche Festigkeit nur schwerlich . erreicht werden, und ein Absinken des Rankford-Werts tritt auf. .Liegt die Temperatur oberhalb -900⁰C, tritt eine Abnahme des

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Rankford-Wertes als auch eine Abnahme der Dehnung auf. Eine Belaßzeit von weniger als 10 Sekunden bei einer solchen Glühtemperatur kann eine Rekristallisation nicht gewährleisten, und bei einer Belaßzeit von über 120 Sekunden nimmt die Herstellungsgeschwindigkeit in der Fertigungsstraße ab, d.h. die Produktivität nimmt ebenfalls ab.

Abschreckbedingungen:

Die Abschreckung erfolgt von der oben aufgeführten Rekristallisationsglühtemperatur. Um eine große Menge von gelöstem Kohlenstoff abzuschrecken und ein Abschreckgefüge mit hoher Festigkeit zu bilden, ist eine Temperatur von wenigstens Ac* erforderlich. Die Abschreckung, ausgehend von einer Temperatur, die oberhalb 900⁰C liegt, sollte'aufgrund der Abnahme des Rankford-Wertes und der Abnahme der Dehnung vermieden werden. Der Wärmebehandlungszyklus bei dem Verfahren gemäß der Erfindung wird bevorzugt mit einer Abschreckung im Wasserstrahl durchgeführt. Bei Versuchen bestätigte sich, daß der Rankford-Wert mit zunehmender Abschreckgeschwindigkeit bei der oben aufgeführten Bandstahlzusammensetzung zunimmt. Ein Stahl,/der zusätzlich 0,04% bis 0,20% P enthält, ist ein hochfester, kalt reduzierter Stahl mit einem Rankförd-Wert von über 1,1, wobei nur eine Abschreckung des Stahls in einem Wasserstrahl von der oben aufgeführten Temperatur von Ac₁ bis SQQ⁰C erfolgte. Bei einer einfach durchzuführenden Abschreckung in einem Wasser- oder einem Metallbad oder bei einer Schnelläbkühlung mit· ' einem Gasstrahl anstelle der Abschreckung im Wasserstrahl kann der zu erzielende Rankford-Wert nicht erhalten werden»

Temperbedingungen bei geringer Temperaturt

Um eine Abnahme der Festigkeit bei der Einbrennlackierung nach der Preßformung infolge \der Ausscheidung des gelösten Kohlen^- ■·■ Stoffs in Form von Feincarbiden ist einß Temperbehandlung bei wenigstens 200⁰C 10 Sekunden lang erforderlich. Wenn jedoch

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die Temperungstemperatur 500⁰C überschreitet, wird die Abnahme der Festigkeit durch das Tempern größer, und die oben aufgeführten Wirkungen beim Abschrecken treten hierbei ebenfalls auf.

Wenn andererseits die Temperungszeit 180 Sekunden ■_ überschreitet, nimmt die Herstellungsgeschwindigkeit in der Fertigungsstraße ab, wodurch eine geringe Produktivität ermöglicht wird. Die abschließende Abkühlung und die darauffolgende Aufwicklung erfolgen auf die bekannte Art und Weise.

In der folgenden Tabelle sind die Eigenschaften und die Verfahrensbedingungen bei der Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung an Ausführungsbeispielen zusammengefaßt. Die in der Tabelle nicht aufgeführten Verfahrensbedingungen sind folgende:

Endtemperatur beim Warmwalzen: 820 bis 88O⁰C Enddicke nach Kaltreduzierung: 0,8 mm Enddicke für Punktschweißen: 1,2 mm Dressier- oder Nachwalzrate: 0,8 bis 1,5$ Erwärmungsgeschwindigkeit bei der kontinuierlichen Wärmebehandlung (Rekristallisationsglühen und Temperung mit eingeschlossen) 400 bis 1 200°C/min

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Stähle

Anmerkung"

Zusammensetzung

säure- Aufwickel-Temp.' Kaltredu-Si . "Si¹;, ("O) tibnsrate

° 1 2

Einfluß von C

0.06 0.073 0.010 0.28 Spüren Spuren 0.12 0.081 0.009 0.23 »- »"

590 595'

75

Il

3 4

° 5 .6

Einfluß von P

0.09 O.011 0.009 0.32 Spuren Spuren

0.05 0.010 0.008 0.21 1.02 0.002

0.06 · O.O7O 0.010 0.17 I.I5 0.004

0.05 O.I52 0.009 0.20 0.98 0.002

O.O5 , 0.238 0.006 0.25 O.95 O.OO7

600 590 620 610 610

Il Il It ti

Il

OO ο

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,9 10

Einfluß von S

0.05 0.06 0.06

0.082 0.075 Ο.Ο79

0.025 0.016 0.006

0.003
O.OO5
O.OO5

630 620 600

It

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ο 11 S ° 12

13

Einfluß von Mn

0.05 0.04 0.06

O.O7O 0.088 0.078

0,009 O.OO7 O.OO7

0.004
0.004
O.OO3

595 620 670

nach dem .erfindungsgemäßen . ' Verfahren hergestellter Stahl

It It ti

° I5.	Einfluß von Si	O O	.06 .06	0.073 0.070	0.010 0.010	0.28 0.17	Spuren I.I5 ■	Spuren 0.002	. 650 620 ·:_·.'..	Il Il
° 16 ° 17 ;	Einfluß ; "VOB. säure,—■■- -—18 s l·*—A-I--—	O	.06	•0.070 ■ 0,082	. 0.010 0.009	0.17 0.28	1.15 1.00 '	0.002 0.055	620 ■■;;' 63P . .	Il Il ".

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	kontinuierlicher Wärmebehandlungszyklus	Ausgangstemp» beim Abschrek-	Ab schrecken	25O°CXlmin. Il	Mechanisch	Ei gens chaften,	r.	. Punktschweiß- **	Γ	250c
	GjLüh«-U. Tiefofen-*. Denanalung	79O°C It	Wasser strahl	η	TSCKg/mm²)	El.(%)	1.27 0.93	(kg/Punltt)		CO CO OO
	800°CXlmin. It	tt		300°CXlmin.	48.3 65.2	33.4 13.9	0.93	953 531	<
	It	800°0	tt	It	48.2	27.3	0.97
	810°CXlmin.	It	Il	tt	58.0	27.0	1.22	959	--
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·■	ti	tt	•II	ti	62.9	30.3	1.22	1005
	tt	Il	ti	ti	63.9	29,9	1.21	621
	It	It	It	It	57.3	30.1	1.19	713
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Il

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Il

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OO

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800⁰C

Il

' Il

Dehnung

67.4-

16.9

0.92 —

810°CXlmin.

740°C

Il

It

Rankford-Wert

59.5

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1.22

75O°CXlmin.

690°C

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It

57.9

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7X0°CXlmin..

800°C

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0.83

810°CXlmin.

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Bei der Tabelle stellen die Stähle 1 und 2 Beispiele aus der Vielzahl von Stählen dar, an denen die Auswirkungen in bezug auf den C-Gehalt untersucht wurden. Der Stahl 1 stellet einen Stahl gemäß dem Verfahren der Erfindung dar und weist Kennwerte auf, die sowohl in der Festigkeits- als auch im Rankford-Wert r sowie dem Dehnungswert und der Punktschweißbarkeit über den erforderlichen Werten liegen.Der als Vergleich dienende Stahl 2 zeigt Werte, die wesentlich unterhalb der erforderlichen Werte liegen, obwohl sich dieser Stahl nur im C-Gehalt von der Zusammensetzung des Stahls gemäß der Erfindung unterscheuet und obwohl dieselben Bedingungen eingehalten wurden. .· Folglich sollte der C-Gehalt in dem bei der Erfindung vorgeschlagenen Bereich liegen. .

Die Auswirkungen des P-Gehalts wurden im Zusammenhang mit den Stählen 3 bis 7 untersucht. Die Zusammensetzung des Stahls 3 lag so, daß seine Zugfestigkeit bei 45 kg/mm ohne den Zusatz von P liegt. Der r-Wert lag wesentlich unterhalb des erforderlichen Wertes, d..h. bei 0,93. Beim Vergleich mit dem Stahl 1 sind die überraschenden Wirkungen des P-Zusatzes deutlich. Die Auswirkung des P-Zusatzes bei einer Stahlzusammense*fczung, die 1,09ό Si enthält, wurde entsprechend anhand der Stähle 4 bis ermittelt. Der Vergleichsstahl 4, der einen geringen_:P- \ Gehalt hat, weist einen r-Wert von 0,97 auf, so daß der erforderliche Wert selbst dann nicht erhalten werden kann, wenn dieselben Herstellungsbedingungen berücksichtigt werden. Im Gegensatz zum Stahl 7» dessen P-Gehalt den oberen Grenzwert des Bereichs gemäß der Erfindung erreicht, zeigt einen entsprechend nMrigen Wert in der Punkt Schweißbarkeit, der ungefähr bei 621 kg/Punkt liegt, auf und ist für seinen Bestim·^- mungszweck nicht geeignet. ,

Die gemäß der Erfindung hergestellten Stähle 5 und 6 weisen Werte auf, die höher als jene der entsprechenden Stähle, die nach dem bekannten Kammerofen bzw. intermittierenden Wärme-

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behandlungsverfahren hergestellt sind. Liegt der P-Zusatz innerhalt» des bevorzugten Bereichs der Erfindung, können die überraschenden Wirkungen bei dem Verfahren gemäß der Erfindung sowie der synergistische Effekt des Wärmezyklus in der kontinuierlichen Wärmebehandlungsstufe erzielt werden.

Die Stähle 8 bis 10 wurden in bezug auf die Auswirkung des S-Gehalts im Stahl untersucht. Wie oben erläutert, beeinflußt der S-Gehalt"im Stahl sehr stark seine Punktschweißbarkeit. Der Stahl 8 enthält S mit ungefähr 0,025%, so daß der obere Grenzwert, der bei dem Verfahren gemäß der Erfindung vorgesehen ist, überschritten wird, und es tritt eine Punktschweißbarkeit von ungefähr 713 kg/Punkt auf, die niedriger als der erforderliche Wert liegt. Andererseits weist der Stahl 9, der in dem Bereich, der bei der vorliegenden Erfindung vorgesehen ist, liegt und 0,016% S enthält, eine Punktschweißbarkeit von 932 kg/Punkt auf, die den erforderlichen-Wert wesentlich, überschreitet, und der Stahl 10, der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist und 0,00696 S enthält, weist eine extrem hohe Punktschweißbarkeit von 1,011 kg/Punkt auf. Somit läßt sich vermuten, daß der S-Gehalt so gering wie möglich, doh. maximal bei 0,02$ S liegen sollte.

Die Stähle 11 bis 13 wurden in bezug auf die Auswirkung von Mn untersucht. Dies läßt sich am besten anhand des Rankford-Wertes aufzeigen. Der Stahl 11, der Mti mit 1,0156 enthält, weist einen r-Wert von 0,95 auf, d.h. einen Wert, der unterhalb des erforderlichen Wertes liegt. Der nach dem Verfahren gemäß der. Erfindung hergestellte Stahl 12_f dessen Mn-Gehalt innerhalb des optimalen Bereichs liegt, zeigt einen r-Wert von 1,13, der den erforderlichen Wert wesentlich überschreitet. Insbesondere der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Stahl 13» der nur einen Mn-Gehalt von 0,13% enthält, weist einen extrem hohen r-Wert von 1,25 auf.

Die Stähle 14 und 15 wurden in bezug auf die Auswirkung von

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Si untersucht. Beide sind nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt, jedoch der erstere stellt ein Beispiel dar, bei dem der Si-Zusatz nicht beträchtlich ist, d.h. der einen Durchschnittsgehalt enthält, während der letztere Si mit einem Gehalt von 1,15# enthält. '

Beim Vergleich der beiden Stähle läßt sich feststellen, daß der Stahl 14 eine Festigkeit aufweist, die jener des Stahls 1 ähnlich ist, der keinen Si-Zusatz enthält, und der Stahl 15 zeigt eine extreme Zunahme in der Festigkeit. Trotz der Zunahme des Si-Gehaltes nehmen die anderen erforderlichen Werte, wie z.B. die Tiefziehfähigkeit, die Dehnung und die Punktschweißbarkeit nicht ausschlaggebend ab.

Anhand der Stähle 16 und -17 wurden die Auswirkungen in bezug auf den Gehalt von säurelöslichem Aluminium untersucht. Beide Stähle sind nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt, und der Stahl 16, der säurelösliches Aluminium nur zu O,OO2?4 enthält, weist insbesondere einen hohen r-Wert von 1,21 auf, so daß sich feststellen läßt, daß bei geringerem Gehalt von säurelöslichem Aluminium ein bevorzugter r-Wert erreichbar ist. "

Anhand der Stähle 18 bis 20 wurden die Auswirkungen in Abhängigkeit von der Kaltreduktionsrate ermittelt. Obwohl alle diese drei Stähle nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt sind, nehmen die r-Werte bei zunehmender Reduktionsrate zu.

Anhand der Stähle 21 bis 24 wurden die Auswirkungen im Zusammenhang mit dem Rekristallisationsglühen und der Ausgangstemperatur für das Abschrecken in der kontinuierlichen ΐ/ärmebehandlungsstufe bestimmt. Bei dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsvorgang gemäß eier Erfindung ist die Belaß- oder Haltezeit beim Rekristallisationsglünen kuirz, und die Temperbehandlung kann schnell durchgeführt werden, was gleichzeitig durch die beiden Einflußgrößen bewirkt wird. Unter dar An-

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nähme, daß die Einflußgrößen getrennt voneinander zu betrachten sind, konnte festgestellt werden, daß der r-Wert des Vergleichsstahls, der eine Zusammensetzung aufweist, die innerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung liegt, extrem niedrig, z.B. bei 0,88 liegt, da die Temperatur, von der bei der Abschreckung ausgegangen werden soll, den A₁-Punkt nicht erreicht. Ähnlich verhält es sich mit dem r-Wert bei dem Vergleichsstahl 21, bei dem die Abschreckung von einer Temperatur von 92O°C erfolgte und somit oberhalb der Glühtemperatur gemäß der Erfindung lag ,JLer_ e"benfal3s niedrig ist und ungefähr bei 0,92 liegt, wobei eine extrem niedrige Dehnung von 16,9% auftritt. Die nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellten Stähle 22 und 23» deren Temperaturbereiche ±m bevorzugten Bereich gemäß der Erfindung lägen, weisen Eigenschaften auf, die oberhalb der erforderlichen liegen.

Anhand der Stähle 25 und 26 wurde die Auswirkung der Abschrekkung ermittelt. Der Vergleichsstahl 26, der innerhalb des bevorzugten Bereichs gemäß der Erfindung liegt, der jedoch mit einer höheren Abschreckgeschwindigkeit als die beim Gasstrahl behandelt wurde, wies einen r-¥ert von 0,95 auf. Wohingegen der r-Wert des Stahls 25, der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt worden ist, in einem Wasserstrahl bei einer entsprechenden Abkühlungsgeschwindigkeit abgeschreckt worden ist, ungefähr bei 1,22 liegt. Die Bedingung bei der vorliegenden Erfindung,daß die Abschreckung in einem Wasserstrahl erfolgt, ist durch den beträchtlichen Unterschied in den entsprechenden r-Werten deutlich zu erkennen, da diese Stähle dieselbe Zusammensetzung aufweisen. Diese beiden Einflußgrößen bewirken den synergistischen Effekt von Abschreckung und oben aufgeführter Zusammensetzung.

Anhand der Stähle 27 bis 31 wurde der Zusammenhang mit der Tempertemperatur erfaßt. Der Vergleichsstahl 27 wurde keiner Temperbehandlung ausgesetzt. Der Stahl wies· eine Abnahme in

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der Festigkeit um ungefähr 6,0 kg/cm" bei einer Einbrennlackierung von 17O°C während 30 Minuten auf. Der Stahl 29 wurde einer Temperbehandlung bei 150⁰G ausgesetzt, die ■unterhalb des bevorzugten Bereichs gemäß der Erfindung liegt, so daß sich nach dem Einbrennvorgang eine Abnahme der Festigkeit um 2,0 kg/cm ergab. " .

Stähle, deren entsprechende Festigkeit bei der Einbrernibehand» lung verringert wird, sind als hochfeste, kalt reduzierte Stähle nicht geeignet. Die Stähle 29 und 30, die einer Temperbe=» handlung unterworfen wurden, die innerhalb des bevorzugten Be- ' reichs gemäß der Erfindung lag, wiesen die entsprechenden ausgewogenen Eigenschaften, wie in der Tabelle aufgezeigt, auf, und es war keine Abnahme in der Festigkeit nach dem Einbrennvorgang zu verzeichnen. Wenn andererseits eine Tempertempsratur von 60O⁰C, wie beispielsweise bei dem Stahl 31. auftritt_s nimmt der Festigkeitswert auf 51*2 kg/cra ab, d.h. eine Abnahme von 5 bis 9 kg/cm unterhalb der Festigkeit jenes Stahles» der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist. Liegt die Temperbehandlung innerhalb des gemäß der Erfindung vorgesehenen bevorzugten Bereiches, wird ein hochfester_s kalt reduzierter Stahl erhalten, dessen Festigkeit in der Einbrennstufe nicht wesentlich abnimmt.

Anhand der Stähle 32 bis 35 wurden die Auswirkungen im Zusammenhang mit den verschiedenen Wärmebehandlungsverfahren erjaittelt. Der Vergleichs stahl 32 wurde der bekannten intermittie*- r enden Wärmebehandlung, d.h. einer Tief of enbehandlun^ bei 7Ö0°G für 3 Std. und einer allmählichen Abkühlung im aufgewickelten Zustand unterzogen. Der Stahl weist eine Festigkeit auf, die um 11 kg/cm geringer ist als jene des Stahls 35₉ der nach, dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist. Die Produktivität sowie die Gleichmäßigkeit der Werkstoffgute liegen beim Stahl 35 wesentlich höher als beim anderen, da der erstere bei e±em intermittierenden Wärmebehandlungsvorgang in einem"-aufgewickelten'

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Zustand hergestellt wurde, während der letztere kontinuierlich in der Strangform wärmebehandelt wurde.

Der Vergleichsstahl 33 zeigt ein Ausführungsbeispiel, das nach dem bekannten kontinuierlichen Wärmebehandlungsverfahren hergestellt ist, Die Festigkeit des Stahls 33 liegt wesentlich unterhalb jener des Stahls 35» der nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt ist, und eine Festigkeit von 52,3 kg/cm aufweist, und der r-Wert liegt ebenfalls extrem niedrig bei 0,83. Andererseits wurde ein weiterer Vergleichsstahl 34 einer Glühtemperatur von 810⁰C ausgesetzt, d.h. einer Temperatur, die höher als jene des Stahls 33 liegt. Es ergab sich ein etwas höherer r-Wert, jedoch lag dieser noch wesentlich unterhalb jenem des Stahls 35 sowohl in bezug auf die Festigkeit als auch in bezug auf den r-Wert.

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Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kalt reduzierten Stahls bei einer kontinuierlichen Wärmebehandlungsstufe, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlzusammensetzung in der Stahlerzeugungsstufe

C 0,04 bis 0,10% .

P 0,04 bis 0,20%

S nicht mehr als 0,02%

Mn S% χ 10 bis 0,70% und · "

Rest Verunreinigungen und Eisen enthält,

daß der nach dem Warmwalzen und der Kaltreduktion erhaltene Stahl in einer kontinuierlichen Wärmebehandlungsstufe dem folgenden Wärmezyklus unterworfen wird:

Glüh-Haltestufe: Ac₁ bis 900⁰C für 10 bis

120 Sekunden

Abschreckstufe:

Ausgangstemperatur bei der Abschreckung:

Ac₁ bis 900⁰C,

wobei die Abschreckstufe in einem Wasserstrahl erfolgt, daß der Stahl bei 200 bis 500⁰C 10 bis 180 Sekunden lang getempert wird, und daß schließlich die Abkühlung und Aufwicklung auf an sich bekannte Weise erfolgt. '

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß folgende Zusammensetzung des Stahls in der Stahlerzeugungsstufe eingestellt wird:

C: 0,04 bis 0,10% P: 0,04 bis 0,20%

S: nicht über 0,02% Mn: · S% χ 10 bis 0,70%

Si: 0,30 bis 2,00% ■

Rest: Verunreinigungen und Eisen.

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3. Verfahren nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß der säurelösliche Aluminiumgehalt bei der chemischen Zusammensetzung innerhalb des Bereichs von nicht über 0,010% in der Stahlerzeugungsstufe liegt.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die untere Grenze des S-Gehalts

, vorzugsweise 0,01% beträgt.

5. Verfahren nach Anspruch Ir, dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt vorzugsweise 0,007 bis 0,016% beträgt.

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