Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Bandes oder Bleches aus Stahl und nach dem Verfahren herstellbares Band oder Blech

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten, gut verformbaren Bandes oder Bleches aus Stahl, das nach einem Warmwalzen, Aufhaspeln und Kaltwalzen einem rekristallisierenden Glühen in einem Haubenofen im Festbund mit anschließender Abkühlung auf ≤ 150 °C und ggf. einem Dressiervorgang unterzogen wird und nach einer Verformung ein Bake-Hardening-Potential für eine anschließende Temperaturbehandlung aufweist.

[0002] Die Erfindung betrifft ferner ein nach dem Verfahren herstellbares, gut verformbares, spezielles kaltgewalztes Blech mit einem Bake-Hardening-Potential nach einer anschließenden Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung (BH₂ - Potential)

[0003] Beispielsweise im Automobilbau werden leicht verformbare Bleche benötigt, die relativ dünn ausgebildet sein müssen, um das Gewicht des Fahrzeugs nicht zu hoch werden zu lassen. Derartige Bleche aus Stahl werden im Allgemeinen in Form eines Bandes hergestellt, indem eine Stahlbramme gegossen, warmgewalzt und bei einer bestimmten Zwischentemperatur gehaspelt wird. Nach dem Abkühlen des gehaspelten Bandes auf im wesentlichen Umgebungstemperatur wird das Blech auf die Enddicke kaltgewalzt. Zur Beseitigung der dabei entstandenen Spannungen innerhalb des Materials wird ein rekristallisierendes Glühen durchgeführt. Anschließend wird das Band im Allgemeinen nochmals schwach mit einem Verformungsgrad zwischen etwa 0,5 und 2 % gewalzt (Dressieren).

[0004] Die leichte Verformbarkeit der Stähle steht einer Erhöhung der Festigkeitswerte der Stahlsorte grundsätzlich entgegen, da die erhöhte Festigkeit prinzipiell mit einer Beeinträchtigung der leichten Verformbarkeit einher geht. Es sind höherfeste Stahlsorten entwickelt worden (z. B. ZStE und ZStEi), die trotz höherer Festigkeitswerte relativ gut verformbar sind. Derartige Stahlgüten sind beispielsweise als ZStE Stahleisen-Werkstoffblatt SEW093 und 094 und als isotroper Stahl ZStEi bekannt, während die herkömmlichen "weichen" Stahlgüten als St12 bis St15 (entsprechend DC01, DC03, DC04, DC05 gemäß DIN EN 10130) bekannt sind. Die Stahltypen unterscheiden sich dabei hinsichtlich der Zugabe von Mikrolegierungselementen und hinsichtlich der Verfahrensführung. Ein besonderer Stahl dieser Art ist beispielsweise der isotrope Stahl ZstEi, wie er in DE 38 03 064 C2, EP 0 400 031 B1 oder DD 285 298 B5 beschrieben ist.

[0005] Für viele Stahlsorten besteht eine Möglichkeit, eine gute Verformbarkeit mit einer erhöhten Streckgrenze nach der Fertigstellung zu kombinieren, darin, den Stahl mit einem sogenannten Bake-Hardening-Potential zu produzieren. Der Bake-Hardening-Effekt bewirkt, dass bei einer Temperaturbehandlung des Stahls, wie sie beispielsweise beim Einbrennlackieren von Karosserieblechen vorgenommen wird, eine Verfestigung, also eine Erhöhung der Streckgrenze, hervorgerufen wird. Es handelt sich dabei um eine künstliche Alterung des Stahls, die die zusätzliche Festigkeitssteigerung bewirkt. Die Festigkeitssteigerung wird also nach der durchgeführten Verformung des Bleches zur Erstellung des gewünschten Bauteils erreicht, sodass die Festigkeitserhöhung nicht die Verformung des Bleches stört. Es hat sich herausgestellt, dass die vorherige Verformung des Bleches den Bake-Hardening-Effekt beeinflusst. Der nur durch die Temperaturbehandlung bewirkte Bake-Hardening-Effekt ohne vorherige Verformung wird als BH₀-Wert angegeben, während ein Maß für den Bake-Hardening-Effekt nach einer vorgenommenen Verformung der BH₂-Wert ist, der nach einer Verformung des Bleches um 2 % die Festigkeitserhöhung aufgrund einer anschließenden Temperaturbehandlung - genormt bei 170 °C für 20 Min. - angibt.

[0006] Der Bake-Hardening-Effekt beruht auf einem Gehalt an gelöstem Kohlenstoff im Stahl, der über dem Gleichgewichtszustand liegt. Zur Herstellung dieser Übersättigung des Stahls mit gelösten C-Atomen wird das Rekristallisationsglühen im Anschluss an das Kaltwalzen mit einer Durchlaufglühe durchgeführt. Durch die Temperaturerhöhung in der Durchlaufglühe geht Kohlenstoff in Lösung. Da in der Durchlaufglühe das Blech nur kurzzeitig aufgeheizt wird, wird für die Rekristallisation eine deutlich über A, liegende Temperatur verwendet. In Verbindung mit dem schnellen Abkühlen des Stahlbandes entsteht der Anteil an gelösten C-Atomen, der einige Größenordnungen über dem Gleichgewichtszustand liegt.

[0007] Wird hingegen das Glühen des gewickelten Stahlbandes im Haubenofen, d.h. für eine vergleichsweise lange Zeit, durchgeführt und die dazugehörige langsame Abkühlung an Luft vorgenommen, verbleibt das Stahlband im Gleichgewichtszustand, sodass kein Alterungspotential (Bake-Hardening-Potential) entsteht, wenn der Gehalt an Kohlenstoff ≥ 0,02 % ist. Nur bei geringeren Kohlenstoffgehalten, die nur durch eine aufwändige Vakuumbehandlung einstellbar sind, lässt sich ein Alterungspotential herstellen, da die in Lösung befindlichen C-Atome aufgrund ihrer geringen Dichte und der damit verbundenen längeren Diffusionswege nur erschwert zu einer Eisenkarbidausscheidung (Zementit) gelangen und daher ein Teil übersättigt in Lösung bleibt. Für C-Gehalte ≥ 0,02 % findet beim langsamen Abkühlen die Ausscheidung des Kohlenstoffs statt, sodass kein gelöster Kohlenstoff für das Alterungspotential zur Verfügung steht. Durch die Temperaturbehandlung diffundieren die in der Lösung befindlichen Kohlenstoffatome in Versetzungbereiche der Matrix. Die Versetzungen werden dadurch blockiert, sodass ein erhöhter Spannungsbetrag erforderlich ist, um erneut ein plastisches Fließen im Werkstoff zu erzeugen. Dieser Effekt wird erheblich vergrößert durch eine vorherige Verformung des mit gelöstem C übersättigten Stahlbandes. Der Verformungsvorgang, beispielsweise durch Tiefziehen, führt zu einer signifikanten Erhöhung der Versetzungsdichte. Bei der Temperaturbehandlung, wie sie beispielsweise beim Einbrennlackieren vorgenommen wird, diffundieren die Kohlenstoffatome in die dilatierten Bereiche der Versetzungen. In der Praxis ist daher der Bake-Hardening-Effekt nach einer vorherigen Verformung (charakterisiert durch BH₂) relevant.

[0008] Die Umformung der Bleche führt in Abhängigkeit vom Verformungsgrad zu einer Kaltverfestigung (Work-Hardening). Für die Anwendung der Bake-Hardening-Stähle ist die Gesamtfestigkeit, die sich aus der Kaltverformung durch die Umformung und Bake-Hardening aus der Temperaturbehandlung ergibt, relevant. Die bekannten Bake-Hardening-Stähle, die mit einer Durchlaufglühe hergestellt werden, weisen über den Grad der Vordehnung als Variable einen annähernd konstanten Streckgrenzenverlauf für die Summe aus Work-Hardening und Bake-Hardening auf. Der Bake-Hardening-Effekt ist daher bei größeren Dehnungen aufgrund des stark überwiegenden Anteils der Kaltverfestigung kaum relevant. Es ist daher bekannt, dass die Anwendung von Bake-Hardening-Stählen vorwiegend für großflächige Bauteile interessant ist, die nur schwach umgeformt werden, wie beispielsweise Kotflügel, Motorhauben, PKW-Türen und -Dächer.

[0009] Bekannt ist ferner, dass der Bake-Hardening-Effekt mit dem Gehalt gelöster Atome bis zu einem Sättigungswert ansteigt. Ein zu großer Gehalt gelöster C-Atome führt zu einer fehlenden Alterungsbeständigkeit des Stahlbleches bei Auslagerung. Für Bake-Hardening-Stähle wird daher ein Gehalt an gelöstem Kohlenstoff zwischen 5 und 10 ppm als optimal angesehen.

[0010] Die Beschränkung der Ausnutzung des Bake-Hardening-Effektes auf Nicht-Vakuumstähle, die in einer Durchlaufglühe rekristallisierend geglüht worden sind, führt zu erheblichen Restriktionen für die Herstellung geeigneter Stahlbleche. Vorteilhafte Eigenschaften von Stahlblechen, die vorzugsweise die rekristallisierende Glühung in Haubenglühöfen benötigen, wie beispielsweise die Herstellung von Stahlblechen mit einer planaren Isotropie oder Quasi-lsotropie, lassen sich daher bisher nicht mit einem Bake-Hardening-Effekt herstellen.

[0011] In dem Konferenzpapier zur International Conference "Steel and Motor Vehicle Manufacture" XX, Seiten 85-94 berichten Mizui et al. von der Herstellung von sogenanntem "pre-batch annealed and galvannealed" Stahl. Da die zum Galvanisieren verwendete kontinuierliche Galvanisierlinie keinen Überalterungsofen aufweist, wird die Überalterungsbehandlung ersetzt durch ein Vorglühen (pre-batch annealing), bei dem der Stahl auf 690°C im offenen Bund erhitzt wird. Anschließend kühlt der Stahl wieder ab, bevor er vor dem Einfahren in das Galvanisierbad nochmals auf 600°C aufgeheizt wird und nach Durchlaufen des Galvanisierbades nochmals erhitzt wird, um eine Legierungsverbindung zwischen der Zinkschicht und dem Stahl zu erzeugen. Als Abkühlrate für den im offenen Bund geglühten Stahl ist 80°C/h angegeben. Diese Abkühlrate ist etwa viermal so hoch wie die Abkühlrate des geglühten Festbundes, von dem das eingangs erwähnte Verfahren ausgeht. Durch das Glühen im offenen Bund, bei dem zwischen den Wickellagen Zwischenräume ausgebildet werden, werden die gattungsgemäß angestrebten Eigenschaften des Bandes oder Bleches aus Stahl nicht in der gewünschten Weise erzielt.

[0012] Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, die Herstellung von Bändern oder Blechen aus Stahl der eingangs erwähnten Art mit einem Bake-Hardening-Potential zu ermöglichen, wobei eine einfache Temperaturführung zur Sicherstellung des Bake-Hardening-Effektes möglich ist.

[0013] Zur Lösung dieser Aufgabe ist erfindungsgemäß ein Verfahren der eingangs erwähnten Art dadurch gekennzeichnet, dass zur Einstellung des Bake-Hardening-Potentials das im Bund abgekühlte Band abgehaspelt und auf eine Temperatur T mit 200 °C ≤ T ≤ A, wieder erwärmt, bei der Temperatur T für eine Glühdauer ≤ 20 min. geglüht und von der Temperatur T mit einer Abkühlgeschwindigkeit ≥ 1 °C/s abgekühlt wird.

[0014] Dieses erfindungsgemäße Verfahren erlaubt somit die Herstellung eines Bake-Hardening-Stahlbandes oder -bleches, das in einem Haubenofen im Festbund rekristallisierend geglüht worden ist, und zwar auch dann, wenn der C-Gehalt in dem Stahl ≥ 0,02 % ist.

[0015] Überraschender Weise ist es durch das erfindungsgemäße kurzzeitige Glühen nach der Abkühlung des rekristallisierend geglühten Bandes oder Bleches auf ≤ 150 °C, vorzugsweise auf etwa Raumtemperatur, möglich, als Karbide ausgeschiedenes C wieder in Lösung zu bringen. Da die Temperatur des kurzzeitigen Glühens unter der A₁-Temperatur des Stahles liegt, werden durch dieses Glühen die technologischen Eigenschaften des Stahls im Übrigen, insbesondere seine Textur, nicht wesentlich geändert. Aufgrund des kurzzeitigen Glühens und der anschließenden Abkühlung, die in üblicher Weise mit Luft, aber auch mit Wasser erfolgen kann, verbleibt ein Teil des gelösten C in Lösung und führt zu dem Alterungspotential für die nachfolgende Temperaturbehandlung, beispielsweise während eines Einbrennlackierens.

[0016] Das kurzzeitige Glühen wird vorzugsweise in einem Durchlaufglühofen bewirkt. Für die Erzeugung eines ausreichenden Bake-Hardening-Effektes muss bei einer niedrigen Glühtemperatur T eine relativ lange Glühdauer eingehalten werden, während höhere Glühtemperaturen die erforderliche Glühdauer erheblich herabsetzen. Es ist daher bevorzugt, eine Temperatur T des kurzzeitigen Glühens ≥ 450 °C zu verwenden. Bevorzugt ist ferner, die Glühdauer des kurzzeitigen Glühens zwischen 2 Min. und 5 Min. einzustellen.

[0017] Es wird im Allgemeinen sinnvoll sein, das Band oder Blech nach dem kurzzeitigen Glühen zu dressieren, also in üblicher Weise schwach zu verformen. Es kann auch sinnvoll sein, wenn das Band oder Blech vor dem kurzzeitigen Glühen bereits dressiert worden ist, obwohl dies nicht immer erforderlich erscheint.

[0018] Für die Herstellung von verzinkten Blechen oder Bändern ist es besonders zweckmäßig, eine Feuerverzinkung des Bleches oder Bandes zumindest als Teil des kurzzeitigen Glühens zu benutzen. Allerdings kann das erfindungsgemäße Verfahren auch für gar nicht oder elektrolytisch, d.h. ohne Wärmeeinwirkung, zu verzinkende Bleche eingesetzt werden.

[0019] Das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Band oder Blech unterscheidet sich von herkömmlichen Bändern oder Blechen mit einem Bake-Hardening-Potential dadurch, dass die Gesamtverfestigung des Stahls (Work-Hardening + Bake-Hardening) mit größerer vorheriger Verformung des Bleches zunimmt. Ferner enthält der erfindungsgemäße Stahl Zementitausscheidungen in der Matrix und an den Korngrenzen. Herkömmliche, durchlaufgeglühte Bake-Hardening-Stähle sind praktisch zementitfrei. Werden diese Stähle einer Überalterungsbehandlung ausgesetzt, bildet sich zwar Zementit, allerdings unter Verlust des Bake-Hardening-Effekts. Demgegenüber weist der erfindungsgemäße Stahl Zementitausscheidungen und einen Bake-Hardening-Effekt auf. Dies gilt auch dann, wenn der Stahl einen C-Gehalt ≥ 0,02 % aufweist. Nach dem Einbrennlackieren weist das Blech eine durch den Bake-Hardening-Effekt deutlich, d.h. um mindestens 30 MPa, erhöhte Streckgrenze auf.

[0020] Ein erfindungsgemäßes gut verformbares, kalt gewalztes Band oder Blech weist erfindungsgemäß die folgende Zusammensetzung auf

0,02 bis 0,12 % C

max. 0,50 % Si

0,1 bis 1,2 % Mn

max. 0,1 % P

max. 0,025 % S

max. 0,009 % N

0,01 bis 0,08 % Al

0,01 bis 0,04 % Ti

Rest Eisen und nicht vermeidbare Verunreinigungen

und ist mit dem erfindungsgemäßen Verfahren herstellbar sowie mit einem Bake-Hardening-Potential nach einer Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung und mit Zementitausscheidungen in der Matrix und an den Korngrenzen versehen.

[0021] Soweit untere Grenzen für die o.a. Bestandteile nicht angegeben worden sind, ergeben sich diese aus nicht vermeidbaren Verunreinigungen mit diesen Elementen.

[0022] Der erfindungsgemäße Stahl kann eine feuerverzinkte Oberfläche aufweisen und nach der Feuerverzinkung dressiert worden sein.

[0023] Die Erfindung soll im Folgenden anhand einiger Beispiele näher erläutert werden.

[0024] Entsprechende Versuche sind durchgeführt worden mit Stählen der Güten St15, St14, zwei Varianten der Güte ZStE220i und der Güte ZStE340, deren chemische Zusammensetzungen der beigefügten Tabelle 1 zu entnehmen sind.

[0025] Für die Versuche sind somit Stahlsorten verwendet worden, die alle einen C-Gehalt von ≥ 0,02 % aufweisen. Im Falle des Stahls ZStE340 beträgt der C-Gehalt sogar 0,075 %.

[0026] Die "weichen" Güten St15 und St14 weisen keine relevanten Mengen an Mikrolegierungselementen (Ti, V, Nb, Mo) auf. Demgegenüber ist die isotrope Stahlsorte ZSt220 gekennzeichnet durch einen Titangehalt, der zwischen 0,01 und 0,04 % liegen kann und in den Versuchsbeispielen auf etwa 0,02 % eingestellt ist. Die höherfeste Güte ZSt340 weist einen ähnlichen Titangehalt und darüber hinaus einen deutlichen Niobgehalt auf.

[0027] Die Untersuchung der Stahlgüten St14 und St15 haben für die hier interessierenden Parameter keine relevanten Unterschiede ergeben. Gleiches gilt für die Versuche mit den beiden Kaltbändern der Sorte ZStE220i. Im Folgenden wird daher jeweils das Ergebnis nur eines Vertreters dieser Güten angegeben und diskutiert.

[0028] Da die verwendeten Stahlsorten im Markt geläufig und daher dem Fachmann hinlänglich bekannt sind, kennt der Fachmann die für die Herstellung der Stahlsorten erforderlichen Verfahrensschritte und deren Besonderheiten zur Erzielung der gewünschten Stahlgüten. Auf eine detaillierte Beschreibung kann daher hier verzichtet werden. Für die isotropen Stahlsorten wird auf die in DE 38 03 064 C2, EP 0 400 031 B1 und DD 285 298 B5 beschriebenen Herstellungsverfahren verwiesen.

[0029] Alle verwendeten Stahlgüten sind in üblicher Weise bei den erforderlichen Temperaturen zur Bramme gegossen und anschließend warmgewalzt worden. Nach einem Haspeln bei einer geeigneten Zwischentemperatur ist eine Abkühlung an Luft vorgenommen worden. Anschließend sind die Kaltwalzschritte durchgeführt worden. Danach ist das Stahlband im Haubenofen rekristallisierend geglüht worden, wobei die übliche Glühdauer zwischen 20 und 70 Stunden liegt.

[0030] Das auf etwa Raumtemperatur abgekühlte Stahlband ist für die hier durchgeführten Versuche teilweise dressiert und teilweise undressiert verwendet worden, bevor das erfindungsgemäße kurzzeitige Glühen, vorzugsweise in einem Durchlaufofen, vorgenommen wird. Um den BH₂-Effekt, der in der Praxis allein von Bedeutung ist, feststellen zu können, ist das Material vorgereckt worden.

[0031] In allen Fällen ist nach dem kurzzeitigen Glühen das abgekühlte Material dressiert worden.

[0032] Figur 1 zeigt die Messergebnisse für den BH₂-Effekt für den Stahl St15 in Abhängigkeit von der Glühtemperatur und der Glühdauer, die jeweils mit 0,5 Min., 2 Min. und 5 Min. eingestellt worden ist. Die vor dem Glühen nicht dressierten Proben sind wegen des Dressierens nach dem Glühen als "1 x dressiert", die vordressierten Proben als "2 x dressiert" bezeichnet worden.

[0033] Es zeigt sich, dass bereits bei der Glühtemperatur von 200 °C und einer geringen Glühdauer ein erhöhtes BH₂-Potential vorliegt, das für alle Proben mit zunehmender Glühtemperatur und zunehmender Glühdauer ansteigt, wobei bei der Glühtemperatur von 700 °C durch eine Verlängerung der Glühdauer über 2 Min. keine oder keine wesentliche Erhöhung des BH₂-Potentials mehr erreicht wird.

[0034] Für alle Proben erbringt das Dressieren des Materials vor dem kurzzeitigen Glühen keine merkliche Erhöhung des BH₂-Effektes, in einigen Fällen ist sogar eine merkliche Erniedrigung festzustellen.

[0035] Figur 2 zeigt die Ergebnisse für die gleichen Untersuchungen bei dem Stahl ZStE220i. Ein sehr großer BH₂-Effekt wird bei einer Glühtemperatur von 700 °C und einer Glühdauer von 2 Min. erzielt. Eine Verlängerung der Glühdauer bei dieser Temperatur führt zu einer Verringerung des BH₂-Effektes. Auch hier ist das Dressieren vor dem vorzeitigen Glühen für die Größe des BH₂-Effektes eher schädlich.

[0036] Die in Figur 3 dargestellten Ergebnisse für die Stahlgüte ZStE340 verdeutlicht, dass für diesen Fall das Dressieren vor dem kurzzeitigen Glühen, jedenfalls für mittlere Glühtemperaturen günstig ist. Bei der niedrigen Glühtemperatur von 200 °C bildet sich ein Maximum bei der Glühtemperatur von 2 Min. für den 1 x dressierten Stahl aus. Für kürzere und längere Glühdauern geht der BH₂-Effekt sogar auf O zurück.

[0037] Die Figuren 4 bis 6 verdeutlichen die Abhängigkeit des BH-Wertes von dem Grad der vorherigen Reckung des Materials. In allen Fällen stellt sich ein mehr oder weniger deutlich ausgeprägtes Maximum bei etwa 2 % Reckgrad ein, während herkömmliche Bake-Hardening-Stähle einen mit zunehmenden Reckgrad abfallenden BH-Wert aufweisen.

[0038] Figur 4 zeigt die Ergebnisse für undressierte Proben der Güten ZSt220i, St14 und ZSt340, die 5 Min. bei 500 °C geglüht und in Abhängigkeit von der Stahlgüte beim Dressieren zwischen 0,5 und 1 % verformt worden sind. Die Bake-Hardening-Glühung hat gemäß den Prüfvorschriften bei 170° für 20 Min. stattgefunden.

[0039] Die in Figur 5 dargestellten Ergebnisse beziehen sich auf die gleichen Stähle mit gleichen Dressiergraden, wobei jedoch die kurzfristige Glühung bei 500 °C für eine Glühdauer von 15 Min. vorgenommen worden ist.

[0040] Die in Figur 6 dargestellten Ergebnisse betreffen die in gleicher Weise behandelten Stahlgüten, die bei 700 °C für 5 Min. geglüht worden sind. Auffallend ist dabei das hohe Bake-Hardening-Potential für die isotrope Stahlgüte ZStE220i, die mit einem Verformungsgrad zwischen 2 und 3 % vorgereckt worden ist.

[0041] In Figur 7 ist für die drei Stahlgüten die Summe aus der Verformungsverfestigung (Work-Hardening WH) und der Bake-Hardening-Verfestigung (BH) in Abhängigkeit vom Reckgrad angegeben. Während herkömmliche Bake-Hardening-Stahlgüten eine im Wesentlichen konstante Summe des Streckgrenzenanstiegs über die unterschiedlichen Reckgrade zeigen, weisen die erfindungsgemäßen Stahlsorten einen mit dem Reckgrad wachsenden Streckgrenzenanstieg auf. Die erfindungsgemäß behandelten Stähle unterscheiden sich daher in ihren mechanischen Eigenschaften erkennbar von den herkömmlich produzierten Bake-Hardening-Stählen.

[0042] Die Figuren 8 bis 10 verdeutlichen den Verlauf der Work-Hardening-Kurve und der Bake-Hardening-Kurve in Abhängigkeit vom Vordehnungsgrad für die Stahlsorten St 15 (Figur 8), ZStE 220i (Figur 9) und ZStE 340 (Figur 10). Während der reine Bake-Hardening-Effekt mit zunehmender Vordehnung eher wieder abnimmt, nimmt der Work-Hardening-Effekt überproportional zu, woraus sich die ansteigende Summenkurve für den erfindungsgemäßen Stahl ergibt.

[0043] Figur 11 verdeutlicht die Abhängigkeit der Summe des Streckgrenzenanstiegs von den Glühtemperaturen und den Glühdauern. Für alle Stahlsorten wird der höchste Streckgrenzenanstieg bei der höchsten (zulässigen) Glühtemperatur von ca. 700 °C bei langer Glühdauer (5 Min.) erzielt. Eine weitere Erhöhung der Glühtemperatur ist nicht möglich, da der A₁-Wert (ca. 720 °C) während des Glühvorganges nicht überschritten werden darf. Eine Überschreitung der A₁-Temperatur würde Umwandlungen verursachen, die die Eigenschaften des Stahls negativ verändern würden.

[0044] In Tabelle 2 sind die wesentlichen mechanischen Werte für erfindungsgemäß behandelte Stähle mit BH₂-Effekt verglichen mit den mechanischen Eigenschaften der Stahlsorten, wie sie in der Euronorm EN 10 130, in einem Werkstoffblatt W5/94 der Anmelderin oder in den Stahleisenwerkstoffblättern SEW 093 und SEW 094 dargestellt sind.

[0045] Alle Prozentangaben betreffen Gew.%.

Ansprüche

1. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten, gut verformbaren Bandes oder Bleches aus Stahl, das nach einem Warmwalzen, Aufhaspeln und Kaltwalzen einem rekristallisierenden Glühen in einem Haubenofen im Festbund mit anschließender Abkühlung auf ≤ 150 °C und ggf. einem Dressiervorgang unterzogen wird und nach einer Verformung ein Bake-Hardening-Potential für eine anschließende Temperaturbehandlung aufweist, wobei zur Einstellung des Bake-Hardening-Potentials das im Bund abgekühlte Band abgehaspelt und auf eine Temperatur T mit 200 °C ≤ T ≤ A₁ wieder erwärmt, bei der Temperatur T für eine Glühdauer ≤ 20 min. geglüht und von der Temperatur T mit einer Abkühlgeschwindigkeit ≥ 1 °C/s abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur T ≥ 450 °C ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühdauer des kurzzeitigen Glühens zwischen 2 min. und 5 min. gewählt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung von der Temperatur T mit einer Abkühlgeschwindigkeit ≥ 2 °C/s vorgenommen wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Band oder Blech vor dem kurzzeitigen Glühen dressiert wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Band oder Blech nach dem kurzzeitigen Glühen dressiert wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass eine Feuerverzinkung des Bleches oder Bandes als Teil des kurzzeitigen Glühens benutzt wird.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl mit einem C-Gehalt ≥ 0,02 % verwendet wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, gekennzeichnet durch die Verwendung einer Stahlsorte, die aus den Stahlsorten St12 bis St15, ZStE und ZStEi ausgewählt worden ist.

10. Gut verformbares, kaltgewalztes Band oder Blech mit der Zusammensetzung

0,02 bis 0,12 % C

max. 0,50 % Si

0,1 bis 1,2 % Mn

max. 0,1 % P

max. 0,025 % S

max. 0,009 % N

0,01 bis 0,08 % Al

0,01 bis 0,04 % Ti

Rest Eisen und nicht vermeidbare Verunreinigungen;

herstellbar mit dem Verfahren nach einem des Ansprüche 1 bis 9, mit einem Bake-Hardenening-Potential von 30 MPa nach einer Verformung und für eine anschließende Temperaturbehandlung und mit Zementitausscheidungen in der Matrix und an den Korngrenzen.

11. Band oder Blech nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass es eine feuerverzinkte Oberfläche aufweist.

12. Band oder Blech nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass es nach der Feuerverzinkung der Oberfläche dressiert ist.

13. Einbrennlackiertes Blech, hergestellt aus einem Band oder Blech nach Anspruch 10 oder 11, mit einer durch das Einbrennlackieren deutlich erhöhten Streckgrenze.

Claims

1. Process for producing a cold-rolled strip or sheet of steel with good deforming properties, which is subjected to recrystallizing annealing in a bell-type furnace while firmly coiled with subsequent cooling to ≤ 150°C and, if appropriate, a dressing operation after hot rolling, reeling and cold rolling and after a deformation has a bake-hardening potential for a subsequent temperature treatment, the strip cooled while coiled being unreeled and reheated to a temperature T with 200°C ≤ T ≤ A₁, annealed at the temperature T for an annealing period of ≤ 20 minutes and cooled from the temperature T at a cooling rate of ≥ 1°C/s for setting the bake-hardening potential.

2. process according to Claim 1, characterized in that the temperature is T ≥ 450°C.

3. Process according to Claim 1 or 2, characterized in that the annealing period of the brief annealing is chosen between 2 minutes and 5 minutes.

4. process according to one of Claims 1 to 3, characterized in that the cooling from the temperature T is performed at a cooling rate of ≥ 2°C/s.

5. Process according to one of Claims 1 to 4, characterized in that the strip or sheet is dressed before the brief annealing.

6. Process according to one of Claims 1 to 5, characterized in that the strip or sheet is dressed after the brief annealing.

7. Process according to one of Claims 1 to 6, characterized in that hot galvanizing of the sheet or strip is used as part of the brief annealing.

8. Process according to one of Claims 1 to 7, characterized in that a steel with a C content of ≥ 0.02% is used.

9. Process according to one of Claims 1 to 8, characterized by the use of a steel grade which has been selected from the steel grades St12 to St15, ZStE and ZStEi.

10. Cold-rolled strip or sheet with good deforming properties, with the composition

0.02 to 0.12% C

max. 0.50% Si

0.1 to 1.2% Mn

max. 0.1% P

max. 0.009% N

0.01 to 0.08% Al

0.01 to 0.04% Ti

remainder iron and unavoidable impurities;

can be produced by the process according to one of Claims 1 to 9, with a bake-hardening potential of ≥ 30 MPa after a deformation and for a subsequent temperature treatment and with cementite precipitations in the matrix and at the grain boundaries.

11. Strip or sheet according to Claim 10, characterized in that it has a hot-galvanized surface.

12. Strip or sheet according to Claim 11, characterized in that it is dressed after the hot galvanizing of the surface.

13. Stove-enamelled sheet, produced from a strip or sheet according to Claim 10 or 11, with a yield strength significantly increased by the stove-enamelling.

Revendications

1. Procédé pour préparer une bande ou une tôle d'acier laminée à froid et ayant une bonne aptitude au formage, qui, après un laminage à chaud, un bobinage et un laminage à froid, est soumise à un recuit de recristallisation dans un four à cloche en liaison étroite avec un refroidissement subséquent à ≤ 150° C et, éventuellement, une opération de dressage, et qui présente après un formage pour un traitement thermique subséquent, un potentiel de durcissement par cuisson, dans lequel pour régler le potentiel de durcissement par cuisson, la bande refroidie est déroulée de la bobine et est réchauffée de nouveau à une température T avec 200°C ≤ T ≤ A₁, puis recuite à la température T pendant une durée de recuisson ≤ 20 mn , et est ensuite refroidie à partir de la température T avec une vitesse de refroidissement ≥ 1 °C / s.

2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la température T est ≤ 450°C.

3. Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que la durée de recuit du recuit de faible durée est choisie entre 2 mn et 5 mn.

4. Procédé selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que le refroidissement à partir de la température T est réalisé avec une vitesse de refroidissement ≥ à 2°C / s.

5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la bande ou la tôle est dressée avant le recuit de courte durée.

6. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la bande ou tôle est dressée après le recuit de courte durée.

7. Procédé selon l'une des revendications 1 à 6, caractérisé en ce qu'une partie du recuit de courte durée est utilisée pour effectuer un zingage à chaud de la tôle ou de la bande.

8. Procédé selon l'une des revendications 1 à 7, caractérisé en ce qu'on utilise un acier ayant une teneur en C ≥ 0,02%.

9. Procédé selon l'une des revendications 1 à 8, caractérisé en ce qu'on utilise un type d'acier qui est choisi parmi les types d'acier St 12 à St 15, ZstE et zStEi.

10. Bande ou tôle d'acier, laminée à froid ayant une bonne aptitude au formage présentant la composition :

C : 0,02 à 0,12 %

Si : 0,5 % max.

Mn : 0,1 à 1,2 %

P : 0,1 % max.

S : 0,025% max.

N : 0,009% max.

Al : 0,01 à 0,08 %

Ti : 0,01 à 0,04 %

le reste étant du fer et des impuretés inévitables ;

   pouvant être préparée par le procédé selon l'une des revendications 1 à 9, présentant un potentiel de durcissement par cuisson ≥ 30 MPa après un formage et pour un traitement thermique subséquent et avec une séparation de cémentite dans la matrice et les joints de grain.

11. Bande ou tôle selon la revendication 10, caractérisée en ce qu'elle présente une surface zinguée à chaud.

12. Bande ou tôle selon la revendication 11, caractérisée en ce qu'elle est dressée après zingage à chaud de la surface.

13. Tôle vemie par cuisson préparée à partir d'une bande ou d'une tôle selon la revendication 10 ou 11, présentant du fait du vernissage par cuisson une limite d'allongement significativement augmentée.

Zeichnung