DE3851374T2

DE3851374T2 - Kaltgewalzte Stahlbleche mit verbesserter Punktschweissfähigkeit und Verfahren zu ihrer Herstellung.

Info

Publication number: DE3851374T2
Application number: DE3851374T
Authority: DE
Inventors: Makoto Imananka; Sasumu Masui; Takashi Obara; Susumu Okada; Masatoshi Shinozaki; Kozo Tsunoyama
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1987-06-18
Filing date: 1988-06-16
Publication date: 1995-01-19
Anticipated expiration: 2008-06-17
Also published as: EP0295697B1; EP0295697A2; CA1339525C; AU1775288A; EP0295697A3; US5089068A; AU591843B2; US4889566A; DE3851374D1; KR890000173A; KR960010819B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlblech, das für Kraftfahrzeuge nützlich ist, und ein Verfahren zu dessen Herstellung. Noch spezieller betrifft die Erfindung ein kaltgewalztes Stahlblech mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, das eine verbesserte Punktschweißbarkeit aufweist, ohne daß die exzellente Formbarkeit darunter leidet.
Kaltgewalzte Stahlbleche, die verbesserte Formbarkeit, insbesondere verbesserte Tiefziehbarkeit aufweisen, werden hauptsächlich an die inneren und äußeren Blenden, die für Kraftfahrzeuge bestimmt sind, angebracht. Es wurden daher bis heute Untersuchungen angestellt, damit optimale Bedingungen bereitgestellt werden, die den Anforderungen an mechanische Eigenschaften bei Stahlblechen genügen, wenn das Blech zu Teilen für Automobile preßgeformt wird. Insbesondere sollten die Stahlbleche für Kraftfahrzeuge an eine große Vielzahl von Formen angepaßt werden können, so daß ein wichtiger Schwerpunkt auf die Verbesserung des r-Werts, der der Tiefziehbarkeit oder der Verminderung der Streckspannung entspricht und auf die Verbesserung der Kalthärtbarkeit aus Sicht der Form-Erstarrbarkeit, gelegt wurde. Diesbezüglich wurden jüngst Stähle mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt eingeführt, deren Kohlenstoffgehalt auf einen Wert von wenigen 10 ppm reduziert wurde.
Die Vorgehensweise zur Herstellung von Stahlblechen mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt zum Tiefziehen, die unter den obigen Gesichtspunkten entwickelt wurde, ist beispielsweise offenbart in dem japanischen offengelegten Patent Nr. 59-193,221 oder in der Beschreibung der japanischen Patentanmeldung Nr. 61-219,803, die früher von den Erfindern eingereicht wurde.
Bei diesen Verfahrensweisen wurden jedoch die Punktschweißbarkeit und Eigenschaften des geschweißten Abschnitts als wichtige Eigenschaft zusätzlich zur Formbarkeit kaum beachtet. Insbesondere weist Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt allgemein nur eine schlechte Punktschweißbarkeit auf, verglichen mit Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.
Die Durchführung des Punktschweißens ist ein unentbehrlicher Faktor bei der Arbeit des Zusammenbauens von Teilen, die durch Pressen oder ein anderes Verfahren gebildet wurden. Daher sind die Durchführbarkeit eines derartigen Punktschweißverfahrens sowie die mechanischen Eigenschaften des geschweißten Abschnitts zusammen mit der Formbarkeit wichtig, im Hinblick auf eine Bewertung der Gesamteigenschaften des Stahlblechs.
Außerdem wird die Punktschweißbarkeit offensichtlich angesprochen in dem japanischen offengelegten Patent Nr. 61-110,757. Die darin offenbarte Steuerung der Dicke des Oxidfilms auf der Oberfläche ist jedoch sehr schwierig auf die Produktion im industriellen Maßstab anzuwenden und ist praktisch kaum durchführbar.
Allgemein war es wohlbekannt, aus Sicht der Eigenschaften der Formbarkeit, insbesondere der Tiefziehbarkeit und der Form-Erstarrbarkeit (shape freezability) beim Preßformen den Wert der Längung (E1) und den Lankford-Wert (r-Wert) zu verbessern und den Wert der Umformfestigkeit (yield strength; Y.S.) (niedriger Wert; Y.R.) zu reduzieren. Dies wurde dadurch realisiert, daß man den Kohlenstoffgehalt des Stahlblechs extrem reduzierte. Wenn jedoch ein derartiger Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt einem Schritt des Punktschweißens unterworfen wird, sind die Festigkeiten im Vergleich mit denen von herkömmlichem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt schlecht, und die Bedingungen eines guten Schweißvorgangs werden in Richtung auf hohe Werte des Schweißstroms verschoben, verglichen mit den Verhältnissen bei herkömmlichem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Dies ist in Fig. 20 gezeigt. Folglich wird ein neues Problem insofern hervorgerufen, als der Stromverbrauch einer Punktschweißvorrichtung größer wird.
Es ist daher eine Aufgabe der Erfindung, in vorteilhafter Weise die vorstehend aufgezeigten Probleme zu lösen und ein kaltgewalztes Stahlblech bereitzustellen, das eine verbesserte Punktschweißbarkeit und verbesserte mechanische Eigenschaften des geschweißten Abschnitts aufweist, ohne daß dabei die Preßformbarkeit beeinträchtigt wird. Aufgabe der Erfindung ist auch, ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitzustellen.
Zuerst wird die Erfindung in bezug auf die ermittelten Einzelheiten, die zu dem Erfolg der Erfindung geführt haben, beschrieben.
Um die Formbarkeitseigenschaften oder den r-Wert und den E1-Wert zu verbessern, ist es wirksam, die Menge an C zu verringern. Folglich wird der Stahl entfestigt. Die Erfinder haben jedoch im Verlauf der Entwicklung und Untersuchung an einem Verfahren zur Verbesserung der Punktschweißbarkeit gefunden, daß die lokale Deformation an dem übermäßig entfestigten Stahlblech leicht durch den Druck hervorgerufen wird, der von der Elektrode beim Punktschweißen ausgeübt wird. Der Übergangswiderstand zwischen Elektrode und Stahlblech oder zwischen Stahlblechen erniedrigt sich also in anormaler Weise (Fig. 21). Daher wird angenommen, daß die Verschiebung des Bereichs der Bedingungen eines guten Schweißens beim Punktschweißen des Stahlblechs mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt von einer derartigen Verringerung des elektrischen Widerstands herrührt. Daher wird es wichtig, den Wert der Umformfestigkeit (Y.S.) als passende Eigenschaft des Stahlblechs einzustellen.
Um den Wert der Umformfestigkeit (Y.S.) anzuheben, greift man allgemein zu dem Mittel, die Zugabemenge von legierenden Elementen wie beispielsweise C, N, Mn, P, Si und dergleichen zu erhöhen, die eine Verringerung des r-Werts und des E1-Werts andererseits nicht verhindern können. Außerdem kann eine Anhebung des Wertes der Umformfestigkeit (Y. S.) leicht erreicht werden durch eine Verringerung des Kaltnachwalzens oder dergleichen. In diesem Fall kann die Abnahme des r-Werts und des E1-Werts auch bei den herkömmlichen bekannten Verfahrensweisen nicht vermieden werden. Um daher die Verschlechterung dieser Eigenschaften auf ein Minimum zu beschränken, ist es erforderlich, die Wirkung des Anhebens des Werts der Umformfestigkeit (Y. S.) durch Zusatz der geringstmöglichen Menge des legierenden Elements zu erreichen. Die Erfinder haben diesen Punkt angestrebt und Untersuchungen im Hinblick auf die Entwicklung von Stahlblechen mit guten Kalthärtungseigenschaften angestellt.
Da andererseits die Menge an Verunreinigungen in einem Blech aus Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt geringer ist und das Kornwachstum beim Erhitzen sehr stark ist, wird davon ausgegangen, daß das Gröberwerden des Kristallkorns im Schweißabschnitt und folglich das Erweichen des Stahlblechs in ähnlicher Weise ein Faktor bei der Behinderung der Schweißbarkeit sind.
Die Erfinder haben weitere Untersuchungen angestellt, um die vorstehend aufgezeigten Probleme zu lösen. Dabei gelangte man zu der Erkenntnis, daß die gleichzeitige Zugabe von Ti, Nb und B zu Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt sehr wirksam im Hinblick auf eine Verbesserung der Festigkeit des punktgeschweißten Abschnitts ist.
Außerdem haben die Erfinder auch weitere Untersuchungen im Hinblick auf die Verbesserung eines vernünftigen Schweißstroms oder dergleichen auf der Grundlage der obigen Kenntnis angestellt und gelangten zu den folgenden Entdeckungen:
(1) Es hat sich gezeigt, daß die Kalthärtungseigenschaften dadurch verbessert werden, daß man die Korngröße von Ti-Ausscheidungen verringert, die im Verlauf der Zugabe von Ti gebildet werden, ohne daß man eine große Menge des legierenden Elements zusetzt. Auch der Wert der Umformfestigkeit (Y. S.) kann wirksam erhöht werden durch eine kleine Verringerung des Kaltnachwalzens.
Außerdem wurde nachgewiesen, daß es wichtig ist, wie stark die Ausscheidungen mit einer Korngröße nicht über 0,05 um in Stahl dispergiert sind, um die durch das Kaltnachwalzen eingeführte Verlagerung mit der Wechselwirkung einer feinen Ausscheidung zu verbinden, um wirksam den Y.P.-Wert (yield point; Fließpunkt) anzuheben.
Außerdem wurde herausgefunden, daß in den so erhaltenen Stahlblechen nicht nur die Punktschweißbarkeit verbessert wird, sondern auch die Eigenschaften des geschweißten Abschnitts wie beispielsweise die Festigkeit und Zähigkeit verbessert werden, so daß diese zu den entsprechenden Werten des Basismetalls passen.
(2) Es wurde bestätigt, daß die Festigkeiten des punktgeschweißten Abschnitts sehr wirksam dadurch verbessert werden, daß man dem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt Ti, Nb und B zusetzt und den Koexistenzzustand dieser Elemente auf einen speziellen Bereich einregelt und den Stahl angemessenen Schritten unterwirft.
Mit anderen Worten: Die Wirkung der Anhebung der Härte des Schweißabschnitts wird zuerst erhalten, wenn die drei Elemente Ti, Nb und B nebeneinander existieren. Wenn eines dieser Elemente fehlt, wird die verbessernde Wirkung auf die Schweißbarkeit nicht beobachtet. Bei herkömmlichen Stahlblechen zum Tiefziehen wurden viele Stähle der Ti-Nb-Reihe, der Ti-B-Reihe, der Nb-B-Reihe und dergleichen vorgeschlagen. Diese Vorschläge haben jedoch die Wirkung einer Verbesserung mechanischer Eigenschaften durch jedes dieser Elemente allein zum Ziel (beispielsweise eine Verbesserung des E1-Werts und des r-Werts und dergleichen), so daß die Wirkung einer Zugabe jedes der Elemente Ti, Nb und B unabhängig voneinander und näher additiv zueinander ist. Dies kann gut auf der Grundlage der herkömmlich bekannten Theorie der Bildung einer Umkristallisationsstruktur erklärt werden.
Um jedoch die Wirkung zu erzielen, die die vorliegende Erfindung zum Ziel hat, ist es erforderlich, vernünftige Mengen der drei Elemente Ti, Nb und B zuzusetzen oder drei Elemente im Rahmen einer empfindlichen ausgewogenen Balance koexistieren zu lassen. Dies ist stark verschieden von den herkömmlichen, Ti, Nb oder B enthaltenen Stahlblechen zum Tiefziehen. Mit anderen Worten: Alle herkömmlich vorgeschlagenen, Ti, Nb oder B enthaltenden Stähle zum Tiefziehen zielen einzig und allein auf die Verbesserung der Tiefziehbarkeit ab, so daß sie als Stahl zu bezeichnen sind, der eine überschüssige Menge an Ti, Nb oder B oder dergleichen enthält, oder als Stahl, worin die Ausgewogenheit unter diesen drei Elementen ungeeignet ist im Hinblick auf die Punktschweißbarkeit. Daher wird davon ausgegangen, daß diese herkömmlichen Stähle nicht die gute Punktschweißbarkeit liefern, die die vorliegende Erfindung zum Ziel hat.
Es wurde auch gefunden, daß die Herstellungsschritte, insbesondere der Schritt des Kaltnachwalzens, eine wichtige Rolle dabei spielen, die obige Wirkung in ausreichender Weise zu entwickeln. Im allgemeinen ist das Kaltnachwalzen nicht notwendigerweise erforderlich, da Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt nur eine sehr geringe Menge an gelöstem Element aufweist und nicht zur Strecklängung führt. Mit anderen Worten: Der Zweck des Kaltnachwalzens bei Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt ist verschieden von dem bei Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und dient hauptsächlich der Formänderung und Oberflächeneinstellung. Es wird also davon ausgegangen, daß im Fall von Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt der Schritt des Kaltnachwalzens nicht zwingend erforderlich ist oder seine Durchführung bei sehr geringer Reduktion ausreichend ist.
Gemäß der Erfindung wurde erfolgreicherweise gefunden, daß die Ermüdungseigenschaften des punktgeschweißten Abschnitts, insbesondere die Ermüdungseigenschaften bei einem niedrigen Zyklus, vorteilhafterweise verbessert werden, wenn man die Querschnittsreduktion im Kaltnachwalzschritt auf einen Wert festsetzt, der höher ist als der übliche Wert, ohne daß die anderen Eigenschaften wesentlich verschlechtert werden.
(3) Es wurde gefunden, daß die Punktschweißbarkeit in vorteilhafter Weise verbessert wird, ohne den Y.S.-Wert anzuheben, wenn man den Schritt des Kaltnachwalzens durchführt mit einer Arbeitswalze, die einem Schritt des Mattierens unterworfen wurde, vorzugsweise einem Schritt des Mattierens mit einem Laser, um den Wert der Oberflächenrauhheit des Stahlblechs groß zu machen oder den Bereich des konvexen Abschnitts auf der Stahlblechoberfläche zu beschränken.
Mit anderen Worten: Es wurde bestätigt, daß dann, wenn der Wert der Oberflächenrauhheit des Stahlblechs groß gemacht wird, um den Kontaktbereich zwischen den Stahlblechen zu reduzieren, der elektrische Widerstand beim Schweißen groß wird und folglich der Schweißstrom-Wert gesenkt werden kann.
Natürlich ist es möglich, mit den oben beschriebenen Maßnahmen (1) und (2) den Y.S.-Wert anzuheben, ohne dem r-Wert und dem E1-Wert zu schaden. Die Erfindung ist jedoch für Anwendungen geeignet, die keinen Anstieg des Y.S.-Werts erfordern, beispielsweise eine Anwendung, bei der die Form-Erstarrbarkeit oder der Unterschied der Größe zwischen Arbeitspreßform und Stahlblech nach dem Bearbeiten sehr klein ist.
Die Erfindung basiert auf den vorstehend genannten Kenntnissen.
Entsprechend der Erfindung wird ein kaltgewalztes Stahlblech mit verbesserter Festigkeit und Zähigkeit im geschweißten Abschnitt bereitgestellt, worin der Stahl umfaßt: nicht mehr als 0,04 Gew.-% C, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,025 Gew.-% P, nicht mehr als 0,025 Gew.-% S, nicht mehr als 0,0040 Gew.-% N, 0,01 bis 0,04 Gew.-% Ti, 0,003 bis 0,010 Gew.-% Nb, 0,0001 bis 0,0010 Gew.-% B, 0,01 bis 0, 10 Gew.-% Al und zum Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, und worin feine Ausscheidungen von Ti mit einer Korngröße von nicht mehr 0,05 um einheitlich in dem Stahl in einer Menge von nicht weniger als 30 ppm, umgerechnet auf die Menge an Ti, dispergiert sind.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird ein kaltgewalztes Stahlblech mit verbesserter Formbarkeit und Punktschweißbarkeit bereitgestellt, worin der Stahl umfaßt Nicht mehr als 0,04 Gew.-% C, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,025 Gew.-% P, nicht mehr als 0,025 Gew.-% S, 0,01 bis 0,04 Gew.-% Ti, 0,01 bis 0,010 Gew.-% Nb, 0,0001 bis 0,0010 Gew.-% B, 0,01 bis 0,10 Gew.-% Al und zum Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, und wobei das Stahlblech eine Oberflächenrauhheit aufweist, die einer der folgenden Beziehungen (a) und (b) genügt
(a) Oberflächenrauhheit (SRa) und Streckspannung (Y.S.) genügen der folgenden Beziehung:
SRa ≥ (32,4/Y.S.)-1,1;
(b) ein Flächenverhältnis der konvexen Anteile auf der Oberfläche des Stahlblechs (SSr) ist nicht höher als 60%, und eine mittlere Fläche pro konvexem Abschnitt (SGr) ist nicht kleiner als 2 · 10&sup4; um².
Die Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs bereit, das eine verbesserte Festigkeit und Zähigkeit im geschweißten Abschnitt aufweist, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt, daß man
- geschmolzenen Stahl, der nicht mehr als 0,004 Gew.-% C, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, nicht mehr 0,025 Gew.-% P, nicht mehr als 0,025 Gew.-% S, nicht mehr als 0,0040 Gew.-% N, 0,01 bis 0,04 Gew.-% Ti, 0,003 bis 0,010 Gew.-% Nb, 0,0001 bis 0,0010 Gew.-% B, 0,01 bis 0,10 Gew.-% Al und zum Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen umfaßt, worin feine Ausscheidungen von Ti mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,05 um gleichförmig in dem Stahl in einer Menge von nicht weniger als 30 ppm, umgerechnet auf die Menge an Ti, dispergiert sind, einem Festigungs- und Abkühlungsschritt aussetzt, währenddessen der geschmolzene Stahl mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit nicht unter 3ºC/min innerhalb eines Temperaturbereichs von wenigstens 1.300 bis 1.000ºC abgekühlt wird; und
- die daraus entstehende Bramme auf eine Temperatur nicht höher als 1.200ºC aufheizt; und
- die Bramme einem Schritt des Heißwalzens und Kaltwalzens unterwirft; und danach
- einem kontinuierlichen Glühen innerhalb eines Temperaturbereichs von 700 bis 900ºC unterwirft.
Die Erfindung wird unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben. Darin zeigen
Fig. 1 eine Graphik, die den Einfluß einer Zugabe von Ti, Nb und B auf die Punktschweißbarkeit zeigt;
Fig. 2 eine Graphik, die den Einfluß einer Zugabe von Ti, Nb und B auf die Härte des Schweißabschnitts zeigt;
Fig. 3 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Streckspannung (Y.S.) eines Stahlblechs und dem Bereich eines vernünftigen Schweißstroms zeigt;
Fig. 4 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um, umgerechnet auf die Menge an Ti, und der Anhebegeschwindigkeit von Y.P. durch Kaltnachwalzen zeigt;
Fig. 5 eine Vergleichsgraphik, die Mengen an Ti-Ausscheidungen mit einer Korngröße nicht über 0,05 um oder mehr als 0,05 um als Parameter von Ti/N zeigt;
Fig. 6 eine Graphik, die die Beziehung zwischen dem Ti/N-Verhältnis und der Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um zeigt;
Fig. 7 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Abkühlgeschwindigkeit der Bramme von 1.300ºC auf 1.000ºC, der totalen Menge von Ti-Ausscheidung und der Menge an feinem Niederschlag zeigt;
Fig. 8 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Aufheiztemperatur der Bramme, der Gesamtmenge an Ti-Ausscheidungen und der Menge an feinem Niederschlag zeigt;
Fig. 9 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Menge an Ti-Niederschlag mit einer Korngröße nicht über 0,05 um, umgerechnet auf die Menge an Ti, und der Hämmer-Versprödungstemperatur zeigt;
Fig. 10 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Brucheinheit der Versprödung und der Hämmer-Versprödungstemperatur zeigt;
Fig. 11 eine Beziehung zwischen der Zugabemenge von Nb und B und der Härte des punktgeschweißten Abschnitts;
Fig. 12 eine Graphik, die den Einfluß von Nb/Ti auf E1 des Stahlblechs zeigt;
Fig. 13 eine Graphik, die den Einfluß von Ti auf die Härte des Schweißabschnitts zeigt;
Fig. 14 eine Graphik, die den Einfluß von C, N und B auf die Härte des Schweißabschnitts zeigt;
Fig. 15 eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Querschnittsverminderung beim Kaltnachwalzen und der Untergrenze eines vernünftigen Schweißstroms zeigt;
Fig. 16 eine Graphik, die die Einflüsse von Komponenten im Stahl und einer Querschnittsverminderung beim Kaltnachwalzen auf die Ermüdungsbeständigkeit des punktgeschweißten Abschnitts zeigt;
Fig. 17 eine Graphik, die eine Beziehung zwischen der Oberflächenrauhheit SRa eines Stahlblechs und der Untergrenze eines vernünftigen Schweißstroms beim Punktschweißen zeigt;
Fig. 18 eine Graphik, die Einflüsse der Oberflächenrauhheit SRa und der Streckspannung Y.S. eines Stahlblechs auf die Untergrenze eines vernünftigen Schweißstroms zeigt;
Fig. 19 eine Graphik, die die Beziehung zwischen dem Flächenverhältnis konvexer Abschnitte SSr und der mittleren Fläche pro einem konvexen Abschnitt SGr zeigt, der auf die Kopfzugfestigkeit nach dem Punktschweißen einwirkt;
Fig. 20 eine Graphik, die vernünftige Schweißbedingungen bei herkömmlichem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und bei dem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt zeigt; und
Fig. 21 eine Graphik, die eine Beziehung zwischen Y.S. und dem elektrischen Widerstand in einem Stahlblech zeigt.
Die Erfindung wird im einzelnen nachfolgend beschrieben:
Fig. 1 zeigt Ergebnisse, die beim Untersuchen des Einflusses der Zugabe von Ti, Nb und B, die besonders wichtige Komponenten im Rahmen der Erfindung sind, auf die Punktschweißbarkeit erhalten wurden.
Als Teststahl für dieses Experiment wurde verwendet: der üblicherweise verwendete Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt zum Tiefziehen, der 0,04% C, 0,01% Si, 0,20% Mn, 0,01% P, 0,0040% N und 0,036% Al enthielt; der herkömmliche, Titan zugesetzt enthaltende Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt auf der Basis von 0,002% C, 0,1 % Si, 0,1% Mn, 0,01% P, 0,01% S, 0,02% Al und 0,002 bis 0,003% N und der 0,06 % Ti enthielt; und Ti, Nb und B zugesetzt enthaltender Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemäß der Erfindung, der 0,03% Ti, 0,005% Nb und 0,0007% B enthielt.
Außerdem wurde der Schritt des Punktschweißens in der Weise durchgeführt, daß man eine Probe von 0,8 · 30 · 30 mm unter Anlegen eines Drucks von 1.864 N (190 kgf) mit einer Elektrode des CF-Typs mit einem Durchmesser von 4,5 mm unter Bezugnahme auf einen Wert punktschweißte, der von der RWMA (Resistance Welder Manufacturer's Association) empfohlen wurde.
In diesem Fall ist die Untergrenze des vernünftigen Schweißstroms ein Punkt, bei dem eine Klumpen-Zone (nugget zone), die durch das Schweißen gebildet wird, nicht größer ist als 3 t mm (worin t die Blechstärke der Probe in mm ist), während dessen Obergrenze ein Punkt ist, bei dem ein Austreiben hervorgerufen wird.
Wie aus Fig. 1 ersichtlich, verschiebt sich beim herkömmlichen, Ti zugesetzt enthaltenden Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, der vernünftige Schweißstrom erheblich in Richtung auf einen hohen Wert des Stroms, verglichen mit dem Fall des herkömmlichen Stahls mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Dies führt zum Erfordernis einer großen Schweißanlage. Im Gegensatz dazu ist bei dem Ti, Nb und B zugesetzt enthaltenden Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemäß der Erfindung die Untergrenze des vernünftigen Schweißstroms etwa gleich der bei einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, während sich die Obergrenze des vernünftigen Schweißstroms, die durch das Auftreten einer Austreibung reguliert ist, in Richtung auf einen hohen Strom verschiebt, verglichen mit der bei einem Stahl niedrigen Kohlenstoffgehalts, so daß der Bereich des vernünftigen Schweißstroms vergrößert wird, verglichen mit dem bei einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.
Man glaubt, daß eine derartige Wirkung aus der Optimierung des Erweichungsgrades des Stahlblechs resultiert. Fig. 3 zeigt Ergebnisse, die bei einer Untersuchung einer Beziehung zwischen dem Y.S. des Stahlblechs und dem Bereich des Schweißstroms erhalten wurden.
Eine Stahlbramme, die dadurch erhalten wurde, daß man die Menge an C innerhalb eines Bereichs von 0,02% bis 0,4% variierte (Si: 0,01%, Mn: 0,1 bis 0,3%, P: 0,01 bis 0,02 %, S: 0,01 bis 0,02%, N: 0,002 bis 0,005%, Al: 0,01 bis 0,04%, Ti: 0,03%, Nb: 0,005 %, B: 0,0007%) wurde auf 1.100 bis 1.250ºC erhitzt und bei einer Endtemperatur von 700 bis 1.000ºC und einer Haspeltemperatur von 450 bis 700ºC heißgewalzt. Das resultierende, heißgewalzte Blech wurde bei einem Reduktionswert von 60 bis 85% kaltgewalzt. Danach wurde das resultierende kaltgewalzte Blech einem kontinuierlichen Glühen innerhalb eines Temperaturbereichs von 700 bis 880ºC unter Erhalt von Blechen mit verschiedenen Y.S.-Werten unterworfen.
Der Schritt des Punktschweißens wurde in derselben Weise wie im Fall von Fig. 1 durchgeführt, mit der Ausnahme, daß die Dicke der Probe 0,7 mm betrug, die Schweißzeit 7 Zyklen betrug und der angewendete Druck 1.717 N (175 kgf) betrug.
Wie aus Fig. 3 ersichtlich ist, wird der Bereich des vernünftigen Schweißstroms stark durch den Y.S.-Wert des Stahlblechs beeinflußt. Wenn der Y.S.-Wert niedriger ist als 186 N (19 kgf/mm²), verschiebt sich der Bereich des vernünftigen Schweißstroms erheblich in Richtung auf einen hohen Stromwert.
Um das Stahlblech zu härten und dabei trotzdem die gute Tiefziehbarkeit beizubehalten, ist es wirksam, dem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gleichzeitig Ti, Nb und B zuzusetzen.
In der folgenden Tabelle 1 sind Ergebnisse gezeigt, die an den mechanischen Eigenschaften von Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und von Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemessen wurden, der unterschiedliche chemische Zusammensetzungen aufweist. In diesem Fall sind die Zusammensetzung und die Herstellungsbedingungen des Teststahls dieselben wie in den Fig. 1 und 3, mit der Ausnahme, daß Ti, Nb und B passenderweise zugesetzt wurden in den Mengenbereichen 0,02 bis 0,04% für Ti, 0,005 bis 0,008% für Nb bzw. 0,0005 bis 0,0008% für B. Tabelle 1 Art des Stahls r-Wert Stahlblech mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt Zugabe von Ti, Nb, B keine Zugabe Stahlblech mit niedrigem Kohlenstoffgehalt
Wie aus Tabelle 1 ersichtlich ist, ist der Y.S.-Wert bei dem Stahlblech, dem die drei Elemente Ti, Nb und B zugesetzt wurden, stark verbessert, verglichen mit den anderen Stahlblechen mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, während der E1-Wert und der r- Wert im wesentlichen unverändert sind. Eine Verschlechterung der Tiefziehbarkeit tritt nicht auf. In diesem Zusammenhang hat der Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt einen Y.S.- Wert, der angenähert gleich dem des Stahls mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt ist, dem Ti, Nb und B zugesetzt wurden. Bemerkenswerterweise ist jedoch die Tiefziehbarkeit schlecht im Vergleich mit der von Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt.
In Fig. 2 sind Ergebnisse gezeigt, die im Zusammenhang mit der Härte des Schweißabschnitts gemessen wurden, wenn die in Tabelle 1 gezeigten Stahlbleche einem Schritt des Punktschweißen s unterworfen werden.
Wie aus Fig. 2 ersichtlich ist, wird die Basismetallhärte, die angenähert gleich der von Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt ist, in dem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemäß der vorliegenden Erfindung, dem Ti, Nb und B zugesetzt wurden, erhalten, während in den anderen Stählen mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, in denen eines der Elemente Ti, Nb und B fehlt, nur die niedrige Basismetallhärte erhalten wird.
Außerdem hat der Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemäß der Erfindung, dem Ti, Nb und B zugesetzt wurden, den Vorteil, daß die Härte der Klumpen-Zone (nugget zone) hoch ist im Vergleich mit den anderen Stählen mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt. Im allgemeinen bricht dann, wenn die Härte des punktgeschweißten Abschnitts oder seiner Nachbarschaft niedrig ist, der punktgeschweißte Abschnitt in unerwünschter Weise vor dem Bruch des Basismetalls, und die Schweißfestigkeit kann nicht in ausreichender Weise erhöht werden. In diesem Zusammenhang ist die Härte des Schweißabschnitts bei einem herkömmlichen Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt unzureichend.
Wenn die Härte des Schweißabschnitts auf ein solches Ausmaß angehoben wird, daß das Basismetall vor einem Bruch des punktgeschweißten Abschnitts bricht, selbst wenn die Härte darüber hinaus erhöht wird, ist die Punktschweißfestigkeit nicht prinzipiell beeinträchtigt. Der Stahl gemäß der Erfindung und der herkömmliche Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt entsprechen einem solchen Zustand.
Natürlich wird eine solche Wirkung nicht allein dadurch erhalten, daß man dem Stahlblech einzig Ti, Nb und B zusetzt. Mit anderen Worten: Um diesen Effekt zu erhalten, ist es ein Erfordernis, einen vernünftigen Zugabebereich jedes der Elemente Ti, Nb und B auf der Grundlage bestimmter metallurgischer Wechselwirkungen einzustellen, als auch die gewünschte Textur zu erzeugen.
Fig. 4 zeigt Ergebnisse von Messungen des Einflusses feiner Ausscheidungen von Ti auf den Y.P.-Wert von Stahl als Relation zwischen der Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,05 um, umgerechnet auf die Menge an Ti, und der Anstiegsgeschwindigkeit des Y.P.-Werts durch Kaltnachwalzen (Reduktion: 0,8%). Wie aus Fig. 4 ersichtlich ist, steigt dann, wenn die Menge an feiner Ausscheidung, umgerechnet auf die Menge an Ti, nicht geringer ist als 30 ppm, die Anstiegsgeschwindigkeit des Y.P. - Werts (Δ Y.P.) sogar mit demselben Wert der Reduktion beim Kaltnachwalzen an.
Eine derartige Anstieggeschwindigkeit des Y.P.-Werts ist dahingehend vorteilhaft, die Verschlechterung der Schweißbarkeit zu verhindern, die sich aus dem übermäßigen Erweichen des Stahls mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt ergibt. Mit anderen Worten: Wenn die feinen Ti-Ausscheidungen in dem Stahl dispergiert werden, steigt der Y.S.-Wert bei einer geringen Reduktion beim Kaltnachwalzen von Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt. Folglich erhöht sich der Kontaktwiderstand beim Punktschweißen, so daß die hitzeerzeugende Wirkung bei demselben Schweißstrom erhöht werden kann.
Das Merkmal der Erfindung liegt in der Aufklärung von Bedingungen, bei denen die oben aufgezeigte Änderung in vorteilhafter Weise auf die mechanischen Eigenschaften wirkt.
Darüber hinaus ist es auch vorteilhaft, die Eigenschaften des geschweißten Abschnitts zu verbessern. Mit anderen Worten: Eine derartige Wirkung wird selbst bei TIG- und MIG- Schweißabschnitten in gleicher Weise wie im punktgeschweißten Abschnitt erhalten. Wenn das Stahlblech für eine kurze Zeit beim Schweißen auf eine hohe Temperatur erhitzt wird, beschränken die Ti-Ausscheidungen, die im Stahl fein dispergiert sind, nicht nur das Vergröbern der Struktur beim Erhitzen, sondern dienen auch als Stelle der Transformation des Stahls beim Abkühlen unter Liefern einer sehr feinen Struktur des geschweißten Abschnitts. Folglich werden die Festigkeit und Zähigkeit des geschweißten Abschnitts verbessert.
In dem Stahl gemäß der Erfindung ist der Dispersionseffekt der Ti-Ausscheidung durch die gemeinsame Zugabe von Nb und B weiter verstärkt.
Darüber hinaus werden die Preßformbarkeit und dergleichen, die natürlich bei dem dünnen Stahlblech neben der obigen Wirkung benötigt werden, in ausreichender Weise kompensiert durch weitestmögliche Verringerung der Menge an C auf einen Wert nicht über 40 ppm.
Der Grund, warum die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der Erfindung auf den obigen Bereich beschränkt ist, beruht auf den folgenden Tatsachen:
Um den E1-Wert und den r-Wert durch Erweichen des Stahls zu verbessern, ist es vorteilhaft, die Menge an C so weit wie möglich zu verringern. Wenn die Menge an C 0,0040% übersteigt, beginnen sich die mechanischen Eigenschaften in starkem Umfang zu verschlechtern, so daß der obere Grenzwert 0,0040% beträgt.
Si, Mn: Jedes der Elemente Si und Mn wirkt in wirksamer Weise als deoxidierendes Mittel. Die Zugabe einer überschüssigen Menge ruft eine Verschlechterung der Duktilität hervor. Daher beträgt der obere Grenzwert für Si 0,1% bzw. für Mn 0,5%.
P, S: Da jedes der Elemente P und S ein Verunreinigungselement ist, ist es wünschenswert, die Menge dieser Elemente so weit wie möglich zu verringern. Es ist zugelassen, daß jedes dieser Elemente einen Mengenanteil von nicht über etwa 0,025% übersteigt.
N: Es ist vorteilhaft, die Menge an N - in gleicher Weise wie die Menge an C - so weit wie möglich zum Weichmachen des Stahlblechs zu verringern, um den E1-Wert und den r-Wert zu verbessern. Wenn die Menge an N 0,0040% übersteigt, beginnen sich die Eigenschaften wie Formbarkeit, Beständigkeit gegen Altern und dergleichen in starkem Umfang zu verschlechtern, so daß der obere Grenzwert 0,0040% beträgt.
Die feine Ti-Ausscheidung ist hauptsächlich TiN, so daß die Bildung von feinem TiN als Ti- Ausscheidung in noch vorteilhafterer Weise dadurch erreicht werden kann, daß man die Mengen an Ti und N steuert. Mit anderen Worten: Die Ti-Ausscheidungen mit einer Korngröße nicht über 0,05 um werden erhalten durch Begrenzen des Gewichtsverhältnisses von Ti zu N auf einen Bereich von 1,7 bis 6,8.
Wenn dieselbe Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,05 um bei den Gewichtsverhältnissen Ti/N von 4,0 und 8,0 sichergestellt wird, läßt sich messen, daß die Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,05 um zum Erhalt der in Fig. 5 gezeigten Ergebnisse führt.
Wie aus Fig. 5 ersichtlich ist, werden im Durchschnitt als ganzes die feinen Ti-Ausscheidungen erhalten, wenn Ti/N (= 4,0) innerhalb eines Bereichs von 1,7 bis 6,8 liegt.
Der Anstieg der Menge an grober Ti-Ausscheidung bedeutet, daß die nutzlose Ti-Ausscheidung, die eine schlechte Dispergierwirkung zeigt, in großer Menge eingeschlossen ist, so daß dies nicht nur nachteilig hinsichtlich der wirksamen Verwendung der vorgenannten Ti-Ausscheidung ist, sondern auch die Verschlechterung der Formbarkeit und den Anstieg der Kosten hervorruft.
Wenn das Verhältnis Ti/N geringer ist als 1,7, wird die TiN-Menge geringer als die N-Menge, und die ausreichende Menge des gelösten Stoffs B kann nicht sichergestellt werden. Wenn das Verhältnis demgegenüber 6,8 übersteigt, steigt die absolute Menge an TiN an; es verringert sich jedoch das Verhältnis an feiner Ausscheidung, so daß es wünschenswert ist, Ti und N zuzusetzen, um dem Bereich des Gewichtsverhältnisses Ti/N von 1,7 bis 6,8 zu genügen.
Fig. 6 zeigt eine Beziehung zwischen dem Ti/N-Verhältnis und der Menge an feiner Ti- Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um. Aus der Figur ergibt sich offensichtlich, daß die besseren Ergebnisse erhalten werden, wenn das Verhältnis Ti/N innerhalb eines Bereichs von 1,7 bis 6,8 liegt.
Wenn außerdem die Menge an S auf einen Wert nicht über 0,01% beschränkt ist, und zwar bei dem oben definierten Bereich des Verhältnisses Ti/N, wird die Ausfällung von TiS unterdrückt und so das nutzlose Verschwinden von Ti verhindert. Dies ist besonders vorteilhaft, um das Ausfällen von feiner Ti-Ausscheidung zu verstärken.
Al: Al wird in einer Menge von nicht weniger als 0,01% zugesetzt, um die deoxidierende Wirkung zu liefern. Jedoch liegt die Obergrenze des Zusatzes an Al bei 0,01 %, um einen schlechten Einfluß auf die mechanischen Eigenschaften durch Al als Verunreinigung zu verhindern.
Nb: Nb ist ein Element, das nützlich dahingehend ist, daß in der Struktur des punktgeschweißten Abschnitts dafür gesorgt wird, die Härte des geschweißten Abschnitts unter Koexistenz von B anzuheben. Außerdem trägt Nb in wirksamer Weise dazu bei, den Y.P.-Wert zu erhöhen, während der E1-Wert und der r-Wert durch die gemeinsame Zugabe mit Ti erhalten bleiben. Diese Wirkung tritt auf, wenn die Menge an Nb nicht geringer ist als 0,002%. Wenn dessen Menge jedoch den Wert von 0,010% übersteigt, hat dies einen übermäßigen Anstieg des Y.P.-Werts und einen Rückgang des E1-Werts zur Folge, so daß dessen Menge auf einen Bereich von 0,001 bis 0,010% beschränkt ist. Es ist jedoch wünschenswert, Nb in einer Menge nicht unter 0,003% zuzusetzen, um die Ti-Ausscheidung fein zu dispergieren.
Wenn es jedoch beabsichtigt ist, den Y.S.-Wert ohne Rücksicht auf eine Ti-Ausscheidung anzuheben, da das Verhältnis von Nb zu Ti hoch wird, steigt die Menge an abgeschiedenem NbC an und verschlechtert die mechanischen Eigenschaften, so daß die Haspeltemperatur (coiling temperature) nicht niedriger als 600ºC sein sollte. Folglich ist es erforderlich, daß die Zugabemenge an Nb in Abstimmung mit Ti reduziert wird. Insbesondere ist dann, wenn das Atomverhältnis von Nb zu Ti nicht geringer ist als 0,2, die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften gering, so daß es erforderlich ist, daß das Verhältnis Nb zu Ti als Atomverhältnis der Beziehung Nb/Ti < 1/5 folgt oder als Gewichtsverhältnis der Beziehung Nb < 1/5 (93/48) Ti folgt.
In Fig. 12 sind Ergebnisse von Untersuchungen in bezug auf den Einfluß des Atomverhältnisses Nb/Ti auf den E1-Wert gezeigt. Wie aus Fig. 12 ersichtlich ist, wird der E1-Wert schnell niedriger, wenn Nb/Ti nicht niedriger ist als 0,2.
B: B ist nützlich zur Anhebung der Festigkeit sowohl des punktgeschweißten Abschnitts als auch des Basismaterials, insbesondere des Y.S.-Werts Dies geschieht durch Zugabe einer geringen Menge in Gegenwart von Nb und/oder Ti. Dieser Wirkung wird Rechnung getragen, indem man nicht weniger als 0,0001% B zusetzt. Wenn jedoch die Menge zu groß ist, wird eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften hervorgerufen, so daß der obere Grenzwert 0,0010% beträgt.
Um darüber hinaus die obige Wirkung in zufriedenstellender Weise ohne Rücksicht auf eine Ti-Ausscheidung zu entwickeln, ist es nicht ausreichend, daß die Menge an B allein dem oben angegebenen Bereichswert genügt. Vielmehr ist es wichtig, daß die Menge an B begrenzt ist auf einen Bereich von (11/93) Nb - 0,0004 ≤ B ≤ (11/93) Nb + 0,0004, wodurch dieser Wert in Abstimmung mit der Menge an Nb gebracht wird.
Den Untersuchungen zufolge erhält man in Hinblick auf eine Wirkung der nebeneinander existierenden Elemente Nb und B die folgenden Ergebnisse:
Fig. 11 zeigt eine Beziehung zwischen der Zugabemenge von Nb und B und der Härte des punktgeschweißten Abschnitts (Klumpen-Zone; nugget zone).
Als Teststahl wurde ein Stahl verwendet, der eine Blechstärke von 0,8 mm und eine chemische Zusammensetzung auf der folgenden Basis aufwies:
C: 0,0015 bis 0,0040%; Mn: 0,13 bis 0,33%; S: 0,008 bis 0,025%; P: 0,011 bis 0,018 %; Al: 0,022 bis 0,035%; N: 0,0011 bis 0,0033% und Ti: 0,015 bis 0,037%; variierende Mengen an B und Nb innerhalb der Bereiche von 0 bis 0,0010% und 0 bis 0,011%. Die Punktschweißbedingungen waren dieselben wie in Fig. 1.
Wie aus Fig. 11 ersichtlich ist, ist die Härte des Schweißabschnitts (Klumpen-Zone, nugget zone) groß bei einer Menge an Nb von 0,001 bis 0,010% und bei einer Menge an B von 0,0001 bis 0,0010%. Insbesondere wird ein besseres Ergebnis erhalten, wenn die Mengen an Nb und B den obigen Bereichsangaben genügen und die Menge an B innerhalb eines Bereichs von (11/93) Nb ± 0,0004 (%) liegt.
Das obige Ergebnis zeigt, daß die Härte des Punktschweißabschnitts maximal ist, wenn B und Nb in etwa in gleichen Atomzahlmengen existieren und legt die Möglichkeit nahe, daß es eine gewisse Wechselwirkung zwischen Nb und B in Stahl gibt. Derzeit kann nicht entschieden werden, ob dies eine unmittelbare Wechselwirkung zwischen einem Atom eines gelösten Stoffs des Substitutions-Typs und einem Zwischengitteratom eines gelösten Stoffs beispielsweise im Zustand einer festen Lösung ist.
Es wird darüber hinaus auch davon ausgegangen, daß die Änderung der Eigenschaften des Basismetalls durch die gemeinsame Zugabe von Ti, Nb und B auch aus der oben angesprochenen Wechselwirkung zwischen Nb und B resultiert. Mit anderen Worten: Es wird angenommen, daß die vorstehend aufgezeigte Wechselwirkung die Kristallkorngröße des heiß gewalzten Blechs fein macht und die Kristallkorngröße des angelassenen Blechs unter Erhöhung des Y.S.-Werts relativ fein macht und gleichzeitig die Feinhomogenisierung der Korngröße des heißgewalzten Blechs die Verbesserung des r-Werts und des E1-Werts bewirkt.
Ti: Ti ist nicht nur nützlich zur Fixierung von in Lösungsform vorliegender Komponenten wie beispielsweise N, S, C und dergleichen, sondern zeigt auch eine große Wirkung auf die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch die Bildung von Ausscheidungen mit diesen Elementen.
Die verbessernde Wirkung auf die Punktschweißbarkeit durch Zugabe von Nb und B wird in Abwesenheit von Ti nicht realisiert, wie dies vorher in Fig. 5 gezeigt wurde. Deswegen ist es erforderlich, einen größeren Teil von Elementen wie beispielsweise N, C und dergleichen, die Nb oder B als Ausscheidung fixieren, in Stahl an Ti zu fixieren, um eine ausreichende Wechselwirkung zwischen Nb und B hervorzurufen. Daher ist es dann, wenn es nicht besonders beabsichtigt ist, die mechanischen Eigenschaften durch die Ausscheidungsverteilung zu verbessern, erforderlich, daß Ti in einer Menge zugesetzt wird, die hinsichtlich der Atomzahl nicht geringer ist als C + N, oder die der folgenden Beziehung entspricht: Ti > (48/12 · C + 48/14 · N). Außerdem ist dann, wenn Ti in einer Menge von weniger als 0,01% als absolute Menge zugesetzt wird, die Fixierung des gelösten Elements unzureichend, und die Wirkung der Zugabe von Nb und B wird nicht in zufriedenstellender Weise entwickelt.
Im Hinblick auf die Tiefziehbarkeit werden der hohe r-Wert und E1-Wert erhalten bei Ti ≥ 0,01%. Jedoch führt die überschüssige Zugabe von Ti zu einer extrem starken Erweichung auf der Grundlage der Fixierung von C, die in nachteiliger Weise die Wirkung der Erfindung beeinträchtigt. Daher beträgt der obere Grenzwert 0,04%. Außerdem hat die Gegenwart einer vernünftigen Menge an Ti die Wirkung, das Auftreten einer feinen, Nb enthaltenden Ausscheidung zu beschränken, so daß die Haspeltemperatur (coiling temperature) nach dem Heißwalzen nicht notwendigerweise hoch ist (> 600ºC) wie bei der üblichen Zugabe von Nb. Dies ist vorteilhaft in bezug auf die Wirtschaftlichkeit, und ein exzessives Weichwerden aufgrund des Wachstums von Kristallkörnern kann verhindert werden.
Wie oben erwähnt, wird Ti in einer Menge von 0,01 bis 0,04% zugegeben, vorzugsweise in einer Menge von Ti/(48/12 · C + 48/14 N) > 1. Um die obige Wirkung in maximaler Weise zu erhalten ist es noch vorteilhafter, die Menge an zugesetztem Ti auf ein Minimum zu reduzieren.
Fig. 13 zeigt die Ergebnisse einer Untersuchung des Einflusses der Menge an Ti auf die Härte des Schweißabschnitts über einen weiten Bereich der Zusammensetzung. Die chemische Zusammensetzung und die Schweißbedingungen sind dieselben wie im Fall von Fig. 11.
Wie aus Fig. 13 ersichtlich ist, lassen sich die Zahlenwerte für die Härte grob in drei Bereiche aufteilen, in Übereinstimmung mit dem Bereich der Ti-Menge. Mit anderen Worten: Im Fall Ti ≤ (48/12 · C + 48/14 · N) zeigt der Schweißabschnitt eine hohe Härte oder eine sehr niedrige Härte, so daß die Streuung der Härtewerte groß ist. Es wird davon ausgegangen, daß dies auf die Tatsache zurückzuführen ist, daß die Menge an Ti geringer ist, so daß sich die Ausbeute an B erniedrigt und der Wechselwirkungseffekt zwischen Nb und B unzureichend ist. Andererseits ist im Fall von Ti > (48/12 · C + 48/14 · N) die Härte mindestens Hv ≥ 180. Außerdem wurde bestätigt, daß die Härte des Schweißabschnitts auf einem sehr hohen Werteniveau stabilisiert wird, wenn gilt: Ti < (48/12 · C + 48/14 · N + 48/32 · S). Dies zeigt, daß dann, wenn Ti in einer notwendigen Minimalmenge oder in einer Menge von nicht weniger als dem Äquivalent zu C und N zugegeben wird, eine ausreichende Härte erhalten wird, daß jedoch dann, wenn die Ti-Zugabemenge größer ist als das Äquivalent zu S, die Härte des Schweißabschnitts zu einer Absenkung neigt. Als Grund hierfür wird angesehen, daß dann, wenn Ti in einer ausreichenden (überschüssigen) Menge gegenüber C, N und S vorhanden ist, die Wirkung im wesentlichen verlorengeht, daß Nb eine Ausscheidung mit einem Teil von C bildet.
Die erwartete Wirkung wird dadurch erhalten, daß man die Menge an Ti auf Ti > (48/12 · C + 48/14 · N) beschränkt. Um jedoch eine noch exzellentere Wirkung zu erzielen, ist es bevorzugt, die Menge an Ti auf einen schmaleren Bereich von Ti < (48/12 · C + 48/14 · N + 48/32 · S) in Abstimmung mit den Werten für C, N und S zu beschränken.
Außerdem ist im Fall der Verwendung einer feinen Ti-Ausscheidung selbst dann, wenn Ti, Nb und B zugesetzt werden, die Härtung des Schweißabschnitts unzureichend, wenn die Mengen an C, N und B zu klein sind.
Fig. 14 zeigt Ergebnisse von Untersuchungen des Einflusses der Menge von C, N und B als Zwischengitter-Lösungselement auf die Härte des Schweißabschnitts in verschiedenen Stählen. In der Figur ist (C + 12/14 · N + 12/11 · B) auf der Abszisse zur Umrechnung der Menge aller Elemente in die Menge an C aufgetragen.
Wie aus Fig. 14 ersichtlich ist, ist dann, wenn (C + 12/14 · N + 12/11 · B) einen Wert von nicht über 38 ppm aufweist, die Wirkung einer Bildung der feinen Struktur unzureichend, und eine ausreichende Härte des Schweißabschnitts wird nicht erhalten. Daher können C, N und B in der Weise zugesetzt werden, daß dies der Gleichung (C + 12/14 · N + 12/11 · B) > 38 ppm genügt.
Obwohl die notwendigen Komponenten innerhalb der vorstehend genannten Bereiche liegen, ist es sehr wirkungsvoll, die feine Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um in Stahl in der oben angegebenen vorbestimmten Menge zu dispergieren, um in zufriedenstellender Weise die Aufgabe zu lösen, die sich die vorliegende Erfindung gestellt hat.
Wie oben erwähnt, ist die Menge an feiner Ti-Ausscheidung in Stahl beschränkt auf einen Wert nicht unter 30 ppm, umgerechnet auf die Menge an Ti, um in wirksamer Weise einen Anstieg des Δ Y.P.-Werts zu erhalten. Außerdem ist der Grund, warum die Korngröße der Ti-Ausscheidung auf nicht mehr als 0,05 um beschränkt ist, auf die Tatsache zurückzuführen, daß dann, wenn die Korngröße 0,05 um übersteigt, selbst dann, wenn die Menge der Ti-Ausscheidung ansteigt, die Schweißbarkeit und die Festigkeit und Zähigkeit des Schweißabschnitts nicht in dem erwarteten Ausmaß verbessert werden können.
Die vorteilhafte Wirkung ergibt sich auch dann, wenn man die Oberflächeneigenschaften des Stahlblechs steuert. Dies wurde durch die folgenden experimentellen Ergebnisse belegt.
Als Teststahl wurden kaltgewalzte Bleche aus einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und aus einem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt verwendet. Jeder von diesen Stählen hatte eine chemische Zusammensetzung, wie sie in der folgenden Tabelle 2 gezeigt ist. Tabelle 2 Stahl mit nierigem Kohlenstoffgehalt Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt
Jedes dieser kaltgewalzten Stahlbleche wurde einem Kaltnachwalzen (Reduktion: 0,8%) mit einer zum Kaltnachwalzen geeigneten Walze unterworfen, deren Oberfläche mit einem Laser mattiert worden war. In diesem Fall wurde das Oberflächenrauhheitsmuster des Stahlblechs nach dem Kaltnachwalzen dadurch verändert, daß man die Bedingungen in dem Lasermattierverfahren änderte. Danach wurde ein Probenstück mit den Maßen 30 · 30 mm von jedem der Bleche ausgeschnitten und einem Vorgang des Punktschweißens unterworfen.
Fig. 17 zeigt eine Beziehung zwischen der Untergrenze des für eine Schweißung ausreichenden Stroms und der Oberflächenrauhheit (SRa) beim Punktschweißen. Die Punktschweißbedingungen waren die folgenden:
Blechstärke: 0,7 mm; Schweißzeit: 7 Zyklen; angewandter Druck: 1.717 N (175 kgf); und Kappendurchmesser: 4,0 mm.
Außerdem ist die Oberflächenrauhheit SRa ist die mittlere Rauhheit auf dem Zentrum der Vorderseite (Einheit: um) und wird durch die folgende Gleichung wiedergegeben,
wenn ein Teil der Fläche SM von der rauhen, gekrümmten Oberfläche an ihrer zentralen Vorderseite herausgenommen wird und die X-Achse und die Y-Achse eines orthogonalen Koordinatensystems auf der zentralen Vorderseite dieses Bereichs angeordnet sind und eine Achse rechtwinklig zum zentralen Vorderbereich die Z-Achse ist, und die rauhe, gebogene Oberfläche ausgedrückt wird als Z = f (X,Y), mit der Maßgabe, daß LX · LY = SM ist.
Wie aus Fig. 17 ersichtlich ist, erniedrigt sich die Untergrenze des für eine Schweißung ausreichenden Stroms mit dem Anstieg von SRa, und wenn die Beziehung SRa = 2,0 um gilt, wird die Untergrenze des für eine Schweißung ausreichenden Stroms in dem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt angenähert gleich dem Wert für den Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.
Als Grund für die Erniedrigung der Untergrenze des für eine Schweißung ausreichenden Stroms mit dem Anstieg von SRa wird folgendes angesehen: Wenn die Oberflächenrauhheit groß wird, wird die Kontaktfläche beim Schweißen klein. Wenn derselbe Strom angewendet wird, ist der elektrische Widerstand umso größer, je kleiner die Kontaktfläche ist, so daß die wärmeerzeugende Strommenge ansteigt. Daher kann in dem Maße, in dem die Oberflächenrauhheit größer wird, der Stromwert zum Erhalt derselben wärmeerzeugenden Strommenge kleiner gemacht werden.
Es wurde gefunden, daß die Punktschweißbarkeit von Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt - wie oben erwähnt - abhängig von der Oberflächenrauhheit SRa ist. Außerdem wurde aus Ergebnissen vieler Experimente aufgeklärt, daß die Punktschweißbarkeit sehr stark vom Y.S.-Wert abhängt.
In diesem Zusammenhang wurde im Rahmen der Erfindung das Experiment durchgeführt, daß man SRa und Y.S. über weite Bereiche veränderte.
In Fig. 18 sind Ergebnisse von Messungen des Grenzwerts des für eine Schweißung geeigneten Stroms bei Ändern der SRa- und Y.S.-Werte gezeigt, wenn der Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt nach Fig. 17 verwendet wurde. Die Punktschweißbedingungen waren wie folgt: Probestück-Größe: 0,8 · 30 · 30 mm; Elektrode des CF-Typs mit einem Durchmesser von 4,5 mm; angewendeter Druck: 1.864 N (190 kgf); Schweißzeit: 8 Zyklen; und Schweißstrom: 7,5 kA. Außerdem geben die Zahlen in Fig. 18 jeweils den unteren Grenzwert des zur Schweißung ausreichenden Stroms an jedem Punkt an.
Wie aus Fig. 18 ersichtlich ist, wird dann, wenn SRa der Beziehung (SRa ≥ 32,4/Y.S.- 1,1) genügt, eine Untergrenze des zur Schweißung ausreichenden Stroms erhalten, die angenähert gleich der bei Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt ist.
Obwohl der Grund, warum sich die Untergrenze des für eine Schweißung ausreichenden Stroms in Richtung auf niedrige SRa-Werte verschiebt, wenn Y.S. höher wird, nicht notwendigerweise klar ist, wird die nachfolgende Erklärung derzeit als zutreffend angesehen. Wenn SRa den gleichen Wert hat, wenn Y.S. höher wird, ist die Deformation unter Druck klein. Folglich wird die Kontaktfläche beim Schweißen klein. Der elektrische Widerstand steigt an, und die wärmeerzeugende Strommenge erhöht sich. Daher verschiebt sich dann, wenn Y.S. größer wird, die Untergrenze des für die Schweißung ausreichenden Stroms in Richtung auf niedrige SRa-Werte.
Wie oben erwähnt, werden dann, wenn SRa in der Weise eingestellt wird, daß SRa und Y.S. der obigen Beziehung genügen, eine gute Formbarkeit und Punktschweißbarkeit erhalten. Nach den Untersuchungen der Erfinder wurde bestätigt, daß die einer Ausführungsform der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe weiter dadurch gelöst wird, daß man definiert, daß das Flächenverhältnis konvexer Abschnitte auf der Stahlblech-Oberfläche SSr und das Durchschnittsflächenverhältnis pro einem von mehreren konvexen Abschnitten SGr innerhalb vorbestimmter Bereiche liegt.
In Fig. 19 sind Ergebnisse von Untersuchungen an der Beziehung zwischen dem Flächenverhältnis der konvexen Abschnitte (SSr) und der Durchschnittsfläche pro einem konvexen Abschnitt (SGr) gezeigt, die sich auf die Querzugfestigkeit nach dem Punktschweißen des Stahls mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt auswirken, der in den Fig. 17 und 18 gezeigt ist.
Als Probestück für den Querzugfestigkeits-Test wurde ein Probestück eines Blechs mit einer Stärke von 0,8 mm gemäß JIS Z3137 verwendet. Die Punktschweißbedingungen waren: Schweißzeit: 8 Zyklen; angewandter Druck: 1.717 N (175 kgf); und Schweißstrom: 7,5 kA. Das Flächenverhältnis der konvexen Abschnitte (SSr) und die Durchschnittsfläche pro konvexem Abschnitt (SGr) wurden mittels eines dreidimensionalen Oberflächenrauhheits-Meßgeräts gemessen. Der Zahlenwert in Fig. 19 ist die Scherzugkraft des punktgeschweißten Abschnitts an jedem Punkt.
Wie aus Fig. 19 ersichtlich ist, beträgt die Scherzugkraft dann, wenn die Beziehungen (SSr ≤ 60%) und (SGr ≥ 2 · 10&sup4; um²) gelten, nicht weniger als 300 kgf/Punkt (spot), und die Festigkeit ist erheblich erhöht.
Als Grund für die Existenz des obengenannten vernünftigen Bereichs in bezug auf die Festigkeit des Schweißabschnitts werden die folgenden Tatsachen angesehen: Je niedriger das Flächenverhältnis der konvexen Abschnitte ist, desto kleiner ist die Kontaktfläche, so daß der elektrische Widerstand beim Schweißen ansteigt und sich der Schweißstromwert erniedrigt. Jedoch erniedrigt sich andererseits die Festigkeit nach dem Schweißen, wenn das Flächenverhältnis der konvexen Abschnitte klein wird. Es wird daher davon ausgegangen, daß bei dem Ziel, die Festigkeit nach dem Schweißen zu kompensieren, eine Minimumlinie der Durchschnittsfläche pro konvexem Abschnitt existiert, wenn das Flächenverhältnis der konvexen Abschnitte niedrig ist.
Die Erfinder haben Untersuchungen auf der Grundlage der obigen fundamentalen Zahlenwerte angestellt und gefunden, daß kaltgewalzte Stahlbleche mit verbesserter Formbarkeit und Punktschweißbarkeit dadurch erhalten werden, daß man den Oberflächenzustand des Blechs in der Weise einstellt, wie dies später beschrieben wird.
In einer bevorzugten Ausführungsform ist der SRa-Wert wünschenswerterweise so, daß die Beziehung (SRa ≥ 32,4/Y.S.-1,1) gilt. Wenn (SRa < 32,4/Y.S.-1,1) gilt, wird eine Punktschweißbarkeit auf der Basis der Steuerung der Oberflächeneigenschaften nicht beobachtet.
Die Werte SSr und SGr liegen wünschenswerterweise bei (SSr ≤ 60%) und (SGr ≥ 2 · 10&sup4; um²). Wenn (SSr > 60%) ist oder (SGr < 2 · 10&sup4; um²) ist, kann die verbesserte Punktschweißbarkeit auf der Basis einer Steuerung der Oberflächeneigenschaften nicht erhalten werden.
Außerdem ist es natürlich möglich, die gewünschte Wirkung durch jedes der Erfordernisse der Stahlzusammensetzung, insbesondere die ausgewogene Menge an Ti, Nb und B, Ti-Ausscheidung und Oberflächenrauhheit allein zu entwickeln. Da die Bedingungen, die jedem dieser Erfordernisse genügen, nicht im Gegensatz zueinander stehen, kann eine größere Wirkung dadurch ohne irgendwelche Probleme erhalten werden, daß man diese Erfordernisse miteinander kombiniert. Beispielsweise kann die Oberflächenrauhheit eingestellt werden, um in noch vorteilhafterer Weise einen vernünftigen Schweißbereich des Stahlblechs bereitzustellen, das feinverteilte Ti-Ausscheidungen enthält. Mit anderen Worten: Es ist wünschenswert, gleichzeitig den obigen Erfordernissen zu genügen, um die beste Punktschweißbarkeit zu erzielen.
Der Grund für die Beschränkung der Herstellungsbedingungen gemäß der Erfindung wird nachfolgend im einzelnen beschrieben.
Die Abkühlgeschwindigkeit in der Verfestigungs- und Abkühlstufe des Stahls ist besonders wichtig zum Erhalt feiner Ti-Niederschläge. Mit anderen Worten: Es ist erforderlich, den Stahl mit einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 3,0ºC/min innerhalb eines Temperaturbereichs von 1.300ºC bis 1.000ºC abzukühlen.
In Fig. 7 sind quantitativ analysierte Ergebnisse der Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um und der Gesamtmenge an Ti-Ausscheidungen gezeigt, wenn der Abkühlschritt über einen Temperaturbereich von 1.300ºC bis 1.000ºC in der Gießformstufe in der Weise durchgeführt wird, daß man die Abkühlgeschwindigkeit innerhalb eines Bereichs von 0,5ºC/min bis 5ºC/min variierte.
Wie aus Fig. 7 ersichtlich ist, verringert sich die Gesamtmenge an Ti-Ausscheidungen mit dem Anstieg der Abkühlgeschwindigkeit, während die Menge an Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um in inverser Weise ansteigt. Insbesondere wird dann, wenn die Abkühlgeschwindigkeit nicht geringer ist als 3,0ºC/min, die feine Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um in stabiler Weise in einer großen Menge ausgefällt.
Außerdem kann eine solche Abkühlgeschwindigkeit selbst im Gußblock-Herstellungsverfahren sowie im üblichen kontinuierlichen Gießformverfahren nicht erhalten werden, so daß es erforderlich ist, irgendwelche Maßnahmen wie beispielsweise beschleunigtes Abkühlen, Einstellung der Dicke der Bramme oder dergleichen zu ergreifen, um die gegebene Abkühlgeschwindigkeit sicherzustellen. Dies ist in einem weiteren Verfahren gemäß der Erfindung, wie es nachfolgend beschrieben wird, nicht erforderlich.
Danach wird die mit der oben angegebenen Abkühlgeschwindigkeit abgekühlte Bramme in einer nachfolgenden Brammen-Aufheizstufe erhitzt. In diesem Fall ist es jedoch erforderlich, die Bramme auf eine relativ niedrige Temperatur von nicht über 1.200ºC zu erhitzen, um ein Gröberwerden der Ti-Ausscheidung zu verhindern.
In Fig. 8 sind Ergebnisse von Untersuchungen hinsichtlich der Beziehung zwischen der Brammen-Aufheiztemperatur, der Gesamtmenge an Ti-Ausscheidungen und der Menge an feinem Niederschlag mit einer Korngröße nicht über 0,05 um gezeigt.
Wie aus Fig. 8 ersichtlich ist, verringert sich dann, wenn die Brammen-Aufheiztemperatur 1.200ºC übersteigt, die Menge an feiner Ti-Ausscheidung rapide aufgrund des Ostwald'schen Wachstums einer Ti-Ausscheidung, so daß der Schritt des Aufheizens der Bramme bei einer Temperatur nicht über 1.200ºC gemäß der Erfindung durchgeführt wird.
Wenn andererseits der Y.S.-Wert ohne Rücksicht auf eine Ti-Ausscheidung erhöht wird oder wenn es schwierig ist, das Abschrecken der Bramme durchzuführen, ist es wichtig, daß die Eigenschaften wie r-Wert, E1-Wert und dergleichen nicht verschlechtert werden. In dem System der Zugabe von Ti, Nb und B ist daher eine Beschränkung der Bedingungen des Schritts des Heißwalzens und Kaltwalzens wie oben angegeben erforderlich, um gute Eigenschaften sicherzustellen. Mit anderen Worten: Es ist erforderlich, daß die Bramme einem Schritt des Fertigwalzens bei 700 bis 900ºC unterworfen wird. Die Bramme kann außerdem einem Schritt des Aufwickelns (coiling) in einem Temperaturbereich von 300 bis 600ºC beim Heißwalzen der Stahlbramme unterworfen werden.
Die Untergrenze der Temperatur des Fertigwalzschritts bestimmt sich aus Sicht eines Unterdrückens der Verschlechterung des r-Werts aufgrund von Restspannung, während sich deren oberer Grenzwert aus Sicht des Verhinderns der Verschlechterung des r-Werts aufgrund des Gröberwerdens des Kristallkorns bestimmt.
Wenn andererseits die Haspeltemperatur (coiling temperature) zu hoch ist, wird die Wirkung einer Verbesserung der Schweißbarkeit aufgrund der Koexistenz von Nb und B deutlich schwach, so daß der obere Grenzwert der Haspeltemperatur 600ºC beträgt. Wenn die Haspeltemperatur zu niedrig ist, werden in den Folgeschritten Störungen hervorgerufen, so daß der untere Grenzwert 300ºC beträgt.
Der Schritt des Kaltwalzens wird durchgeführt, um eine angemessene Kaltspannung zu verleihen, die bei der Bildung der Textur bei der Umkristallisation erforderlich ist. Daher beträgt der untere Grenzwert der Reduktion 60%. So wird für eine ausreichende Spannung beim Walzen gesorgt.
Wenn andererseits der Wert der Reduktion zu hoch ist, wird die Belastung der Walzvorrichtung groß, und die Produktivität sinkt. Folglich ist der obere Grenzwert 85%.
Außerdem ist es erforderlich, daß die Glühtemperatur nicht niedriger ist als die Umkristallisationstemperatur. Wenn jedoch die Glühtemperatur zu hoch ist, wird der Stahl übermäßig erweicht, und die Wirkung, die die vorliegende Erfindung zum Ziel hat, kann nicht erreicht werden. Folglich ist der obere Grenzwert 780ºC. Wenn andererseits feine Ti-Ausscheidungen in einer großen Menge vorhanden sind, verschieben sich die Umkristallisationstemperatur und die Erweichungstemperatur in Richtung auf hohe Temperaturwerte, so daß sich die kontinuierliche Glühtemperatur auf 700 bis 900ºC verschiebt. Im letztgenannten Fall ist die Untergrenze von 700ºC erforderlich, um eine Umkristallisationstextur zu erhalten, während der obere Grenzwert von 900 ºC erforderlich ist, um einem übermäßigen Erweichen des Stahlblechs und einem Vergröbern der Ti-Ausscheidung vorzubeugen.
Wenn die feinen Ti-Ausscheidungen in dem Stahl dispergiert sind, ist es nicht notwendigerweise erforderlich, den Schritt des Kaltnachwalzens durchzuführen. Der Schritt des Kaltnachwalzens kann jedoch bei einer üblicherweise praktisch durchgeführten Reduktion durchgeführt werden. Wenn es jedoch beabsichtigt ist, einen relativ hohen Y.S.-Wert zu erhalten, und zwar ohne Rücksicht auf die Ti-Ausscheidung, wird der Schritt des Kaltnachwalzens besonders wichtig. In Fig. 15 sind Ergebnisse von Untersuchungen des Einflusses der Reduktion beim Kaltnachwalzen auf den unteren Grenzwert eines vernünftigen Schweißstroms gezeigt.
Als Teststahl wurden verschiedene Weichstahlbleche zum Tiefziehen mit einer Stärke von 0,7 mm verwendet. Der untere Grenzwert des für eine Schweißung ausreichenden Stroms an diesen Blechen wurde gemessen.
Wie aus Fig. 15 ersichtlich ist, ist die Wirkung bei Reduktion durch Kaltnachwalzen besonders groß bei einem Stahl der Ti-Nb-B-Reihe, und es ist das Phänomen erkennbar, daß der untere Grenzwert eines vernünftigen Schweißstroms niederer ist als der bei Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, wenn die Reduktion nicht geringer ist als (Blechstarke (mm) + 0,1) %. Außerdem weist das so erhaltene Stahlblech ausgezeichnete Ermüdungserscheinungen des punktgeschweißten Abschnitts auf.
Danach wurde der Einfluß der Reduktion beim Kaltnachwalzen auf die Ermüdungserscheinungen bei niedrigem Zyklus untersucht. Als Teststahl wurden vier kaltgewalzte und gekühlte Stahlbleche einer Stärke von 8 mm verwendet. Der Stahl A war ein üblicher kaltgewalzter Al-Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, der 0,04% C enthielt. Der Stahl B war ein Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, der 0,003% C und kein Ti, Nb oder dergleichen enthielt. Der Stahl C war ein Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemäß der Erfindung, der 0,002% C, 0,031% Ti, 0,007% Nb und 0,0006% B enthielt. Der Stahl D war derselbe wie der Stahl C.
Jedoch wurden die Stähle A bis C bei einer Reduktion beim Kaltnachwalzen von 0,3% hergestellt, während der Stahl D bei einer Reduktion beim Kaltnachwalzen von 1,3% hergestellt wurde.
Die Schweißbedingungen waren: Schweißzeit: 8 Zyklen; Schweißstrom: 7,5 kA; und angelegter Druck: 1.962 N (200 kgf). Außerdem war die Art der Zugabe im Ermüdungstest unter 0-Spannung (0-tension) oder vollständige, einseitig eingespannte Scherzugermüdung (complete cantilevered shearing tensile fatigue). Der Test wurde gemäß JIS Z3136 gestoppt, wenn ein Ermüdungsbruch mit einer Länge gleich dem Klumpen- (nugget) Durchmesser auf der Stahlblech-Oberfläche beobachtet wurde.
Die Meßergebnisse sind in Fig. 16 gezeigt. Wie aus Fig. 16 ersichtlich ist, ist die Ermüdungsfestigkeit des Stahls B als Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt niedrig im Vergleich zu der von Stahl A als üblichem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Andererseits ist bei dem Stahl C, der Ti, Nb und B enthält und einem Kaltnachwalzen bei geringem Wert der Reduktion (0,3%) unterworfen wurde, die Ermüdungsfestigkeit im Hochzyklusbereich in gewissem Umfang verbessert, jedoch ist die Ermüdungsfestigkeit im Niederzyklusbereich nach wie vor gering. Im Gegensatz dazu ist bei dem Stahl D, der dem Schritt des Kaltnachwalzens bei hohem Wert der Reduktion (1,5%) unterworfen wurde, die Ermüdungsfestigkeit in großem Umfang nicht nur im Hochzyklusbereich, sondern auch im Niederzyklusbereich, verbessert.
Es wurde nämlich bestätigt, daß eine solche Wirkung dann erhalten wird, wenn der Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt Ti, Nb und B enthält und einem Schritt des Kaltnachwalzens bei einem hohen Wert der Reduktion unterworfen wird und zwar in gleicher Weise wie im Fall von Fig. 15.
Es ist erforderlich, den Schritt des Kaltnachwalzens bei einem Wert der Reduktion von nicht weniger als (Blechstärke (mm) + 0,1) % durchzuführen. Wenn jedoch der Reduktionswert zu hoch ist, ist die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften auffallend, so daß der obere Grenzwert der Reduktion 3,0% beträgt.
Obwohl der Grund dafür nicht notwendigerweise klar ist, warum die Ermüdungseigenschaften des punktgeschweißten Bereichs dadurch wirksam verbessert werden, daß man ihn einem Schritt des Kaltnachwalzens bei dem obengenannten Wert der Reduktion unterwirft, wird angenommen, daß die Änderung hinsichtlich der Verteilung von Restspannung in Dickenrichtung beim Kaltnachwalzen einen gewissen Einfluß auf die Verbesserung der Ermüdungseigenschaften hat.
Darüber hinaus ist es wünschenswert, die Oberfläche des Stahls auf die vorgenannte Oberflächenrauhheit einzustellen, indem man eine Arbeitswalze im Schritt des Kaltnachwalzens und/oder Kaltwalzens einsetzt, die eine geregelte Oberflächenrauhheit aufweist.
Obwohl als Verfahren zur Mattierung der Walze hauptsächlich die mattierende Bearbeitung mit einem Laser beschrieben wurde, kann natürlich auch eine Bearbeitung mit Plasma, eine Bearbeitung unter Entladung und dergleichen angewendet werden. Kurz gesagt, ist es wichtig, daß die Oberflächenrauhheit in den vorstehend genannten, vernünftigen Bereich gebracht wird.
Die Funktion und Wirkung der Zugabe von Ti, Nb und B auf den Schweißabschnitt werden nachfolgend summarisch zusammengefaßt.
Zum ersten ist Ti erforderlich zur Sicherung der mechanischen Eigenschaften in gewissem Ausmaß, zur Fixierung von N und zur feinen Dispergierung von Ti-Ausscheidungen. Zum zweiten steht Nb für die Wirkung zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch Ti und bewirkt die Bildung einer Feinstruktur mit B über die dispergierende Wirkung der Ti-Ausscheidungen hinaus. Außerdem hat B weniger die Wirkung, allein die Feinstruktur zu bilden, sondern zeigt eine bemerkenswerte Wirkung zusammen mit Nb oder der Ti-Ausscheidung.
Da die Wirkung der Bildung der Feinstruktur bei gemeinsamem Vorhandensein von Nb und B sehr stark ist, ist es wichtig, daß die Mengen an Nb und B auf einen minimalen Wert beschränkt werden, während man die Mengen dieser beiden Elemente genau ausgewogen hält.
Obwohl der Grund für die Wirkung, die durch die kombinierte Zugabe von Ti, Nb und B erreicht wird, noch nicht ganz klar ist, wird dazu folgendes in Betracht gezogen:
Beim Punktschweißen wird das Stahlblech lokal geschmolzen, und die Temperatur in der Nähe des geschmolzenen Abschnitts wird recht hoch. Bei einem Stahlblech mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt werden die Kristallkörner daher allgemein und erheblich vergröbert. Dies ist ein Grund dafür, daß die Struktur von herkömmlichem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt lunkerig ist und ist der wichtigste Grund dafür, daß die Festigkeit des Schweißabschnitts niedrig ist.
Es wurde jedoch bestätigt, daß die Struktur in der Nähe des Schweißabschnitts bei den Stählen gemäß der Erfindung nicht gröber, sondern feiner gemacht wird. Man nimmt an, daß dies auf die Tatsache zurückgeht, daß ein Paar von Nb- und B-Atomen stark die Bildung und das Wachstum eines Transformationskerns bei der Transformation δ-γ oder γ-α unterdrückt. In diesem Fall ist die Struktur des Schweißabschnitts nicht ein regelmäßiges System, sondern ist ein Nadelsystem. Dies ist eine sehr selten auftretende Struktur bei Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt.
Das wichtigste Merkmal der Erfindung liegt in dem Punkt, daß die obige Wirkung der Bildung der Feinstruktur erhalten wird, ohne daß eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften hervorgerufen wird.
Außerdem fördert die Gegenwart der feinen Ti-Ausscheidung das Auftreten eines Kristallkorn-Kerns für die r-Bildung im Heizzustand des Punktschweißens und unterdrückt das Wachstum der Körner im nachfolgenden Schritt. Selbst beim Abkühlen wird das Vergröbern der r-Körner durch die Gegenwart der feinen Ti-Ausscheidung, die in dem Stahl dispergiert ist, unterdrückt, und die feine und dichte Struktur des Schweißabschnitts wird auch durch die Ti-Ausscheidung und die kombinierte Zugabe von Nb und B bei der Transformation beim Abkühlen erhalten. So kann die exzellente Niedertemperatur-Rauhheit des Schweißabschnitts erhalten werden, wobei man die Festigkeit auf einem Wert hält, der gleich dem des Basismetalls ist.
Außerdem werden Stahlbleche, denen zusätzlich Ti, Nb oder B zum Zweck der Verbesserung der Tiefziehbarkeit, Zweitbearbeitungsbrüchigkeit und dergleichen zugesetzt wurde, und Verfahren zu deren Herstellung vorgeschlagen in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 60-47,328, den japanischen offengelegten Patenten Nr. 59-74,232, 59- 190,332, 59-193,221, 61-133,323 und dergleichen. Alle diese herkömmlichen Verfahren dienen dazu, eine gute Tiefziehbarkeit bereitzustellen, indem man die Funktion und die Wirkung jedes der Elemente Ti, Nb und B nutzt. Davon können die Wirkung einer Verbesserung der Punktschweißbarkeit, die in höchst wichtiger Weise der vorliegenden Erfindung zugrundeliegt, und außerdem die Ermüdungseigenschaften des geschweißten Abschnitts nicht vollständig erwartet werden.
Beispielsweise wird in jeder der obengenannten Druckschriften B zugesetzt, ausschließlich zur Verbesserung der Sinterhärtbarkeit und Sekundärbearbeitbarkeit während Nb zugesetzt wird, um die Temperbarkeit bei Raumtemperatur zu beschränken. Ti wird hauptsächlich zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften zugesetzt. Daher sind die Wirkungen der Zugabe dieser Elemente vom Grundsatz einfach additiv. Außerdem dienen die beschränkenden Bedingungen Ti + Nb < 0,04%, wie sie in den japanischen offengelegten Patenten Nr. 59-74,232 und 61-133,323 offenbart werden, oder Ti + Nb < 0,06%, wie sie in den japanischen offengelegten Patenten Nr. 59-190,332 und 59-193,221 offenbart werden, mehr dazu, eine gute Phosphatierbarkeit der Stahlbleche zu ergeben. Daher kann die technische Idee einer gemeinsamen Zugabe von Ti, Nb und B im Hinblick auf die Wechselwirkung zwischen diesen Elementen zum Erreichen einer verbesserten Punktschweißbarkeit, die das Ziel der vorliegenden Erfindung ist, nicht vollständig in den herkömmlichen Verfahrensweisen gefunden werden, die in den obigen Dokumenten offenbart sind. Natürlich offenbaren diese herkömmlichen Verfahrensweisen nur Stähle mit einer chemischen Zusammensetzung, die von der Zusammensetzung verschieden ist, die in der vorliegenden Erfindung vorliegt [B: 0,0001 bis 0,0010%; Nb: 0,001 bis 0,010%; Ti: 0,01 bis 0,04% und B: (11/93)Nb - 0,0004 bis (11/93)Nb + 0,0004%; Ti / (48/12 · C + 48/14 · N) > 1; Nb < 1/5 · (93/48)Ti]. Die obigen Verfahrensweisen offenbaren keinesfalls die Verbesserung der Punktschweißbarkeit durch Steuerung des Verteilungszustandes einer Ti-Ausscheidung oder die Steuerung der Oberflächenrauhheit wie im Rahmen der vorliegenden Erfindung. Dies wird noch klarer aus den Beispielen, die im Zusammenhang mit den herkömmlichen Verfahrensweisen offenbart werden. Es ist auch offensichtlich, daß die Ti-Mengen, die im Zusammenhang mit den obigen herkömmlichen Verfahrensweisen beansprucht werden, nämlich Ti < 48/14 · N und Ti < 48/12 · C + 48/14 · N, nicht vollständig dem Erfordernis genügen, wie es im Rahmen der vorliegenden Erfindung definiert ist.
Es ist nicht erforderlich festzustellen, daß die Bedingungen bei der Herstellung des Stahlblechs, wie sie im Zusammenhang mit den herkömmlichen Verfahrensweisen offenbart werden, vollständig verschieden von denen der Erfindung sind, da die Eigenschaften und die chemische Zusammensetzung des Stahlblechs verschieden von denen gemäß der Erfindung sind, wie sie oben genannt wurden. Im Hinblick auf die Haspeltemperatur (coiling temperature) offenbart jedoch das japanische offengelegte Patent Nr. 59-74,232, daß eine Haspeltemperatur nicht unterhalb von 650ºC erforderlich ist, während die japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 60-47,328 und die japanischen offengelegten Patente Nr. 59- 190,332, 59-193,221 und 61-133,323 vorschlagen, daß die Haspeltemperatur (coiling temperature) höher als 600ºC ist. Es ist wohlbekannt, daß dann, wenn die Haspeltemperatur höher gewählt wird, als dies vorstehend angegeben ist, die mechanischen Eigenschaften in gewissem Umfang verbessert werden. Es treten jedoch verschiedene Probleme wie beispielsweise die Verschlechterung der Entzunderungseigenschaft und der Oberflächeneigenschaften und dergleichen auf. Andererseits besteht die Erfindung darin, diese Probleme zu verbessern, wenn eine derartig hohe Haspeltemperatur (coiling temperature) angewendet wird, wie sie im Zusammenhang mit diesen herkömmlichen Verfahrensweisen offenbart wird.
Die folgenden Beispiele werden angegeben zur Veranschaulichung der Erfindung. Es ist nicht beabsichtigt, daß sie die Erfindung beschränken.

Beispiel 1

Ein geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, die in der folgenden Tabelle 3 gezeigt wird, wurde kontinuierlich unter Bildung einer Guß-Bramme gegossen. Die resultierende Bramme wurde mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,5 bis 5ºC/min über einen Temperaturbereich von 1.300 bis 1.000ºC unter Herstellung verschiedener Brammen mit verschiedenen Korngrößen der Ti-Ausscheidung abgekühlt. Tabelle 3
Danach wurde jede der Brammen auf 1.150ºC erhitzt. Die so erhitzte Bramme wurde einem Schritt des Heißwalzens, einem Schritt des Kaltwalzens und weiter einem kontinuierlichen Glühen bei einer Temperatur von 770ºC unterworfen.
In allen kaltgewalzten Blechen, die mit einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 3,0ºC/min im Temperaturbereich von 1.300 bis 1.000ºC in der Kühlstufe der Bramme abgekühlt wurden, waren die Ti-Ausscheidungen mit einer Korngröße von nicht über 0,05 um in dem Stahl in einer Menge von nicht weniger als 30 ppm dispergiert, umgerechnet auf die Menge an Ti.
Jedes der wie oben beschrieben kaltgewalzten Bleche wurde einem Schritt des Punktschweißens unter denselben Bedingungen unterworfen. Die Änderung der Versprödungstemperatur wurde in einem Hammertest unter Verwendung eines Meißels gemessen. Man erhielt die in Fig. 9 gezeigten Ergebnisse als Beziehung zur der auf die Menge an Ti umgerechneten Menge an Ti-Ausscheidungen mit der Korngröße nicht über 0,05 um.
Wie aus Fig. 9 ersichtlich ist, ist dann, wenn die feinen Ti-Ausscheidungen in dem Stahl in einer Menge von nicht weniger als 30 ppm, umgerechnet auf die Menge an Ti, dispergiert sind, die Hammer-Versprödungstemperatur sehr niedrig.
Danach wurde die Bruchoberfläche im Hammertest mittels SEM (Rasterelektronenmikroskop; scanning electron microscope) optisch untersucht. Man erhielt ein Ergebnis, wie es in Fig. 10 gezeigt ist, als Beziehung zwischen der Brucheinheit und der Hammer- Versprödungstemperatur.
Wie aus Fig. 10 ersichtlich ist, ist davon auszugehen, daß die Verbesserung der Niedertemperatur-Zähigkeit in dem Stahl gemäß der Erfindung auf der Tatsache beruht, daß die Brucheinheit bei der Bildung der Feinstruktur klein gemacht wird.

Beispiel 2

Ein geschmolzener Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie sie in der folgenden Tabelle 4 gezeigt ist, wurde kontinuierlich unter Bildung einer Guß-Bramme gegossen. Diese wurde mit verschiedenen Abkühlgeschwindigkeiten, die ebenfalls in Tabelle 4 gezeigt sind, über einen Temperaturbereich von 1.300 bis 1.000ºC in der Verfestigungs- und Kühlstufe der Bramme abgekühlt und danach auf eine Temperatur erhitzt, die in Tabelle 4 gezeigt ist. Danach wurde die so behandelte Bramme einem Schritt des Heißwalzens, einem Schritt des Kaltwalzens und außerdem einem kontinuierlichen Glühen bei einer Temperatur von 750 bis 800ºC unterworfen.
Die Menge an feiner Ti-Ausscheidung mit einer Korngröße nicht über 0,05 um, umgerechnet auf die Menge an Ti, und die mechanischen Eigenschaften der resultierenden kaltgewalzten Bleche wurden gemessen und man erhielt die in Tabelle 4 gezeigten Ergebnisse.
Außerdem wurde die Untergrenze eines vernünftigen Schweißstroms sowie die Werte TS (tensile strength; Zugfestigkeit) und vTrs des Schweißabschnitts, nachdem diese Stahlbleche einem Verfahren des Punktschweißens oder TIG-Schweißens unterworfen worden waren, und Erhalt von Ergebnissen gemessen, wie sie in der folgenden Tabelle 5 gezeigt sind. Tabelle 4(a) Symbol Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel Tabelle 4(b) Symbol Menge an Ti-Ausscheidung (auf Ti umger. Menge, Gew.-%) Abkühlgeschw. Heiztemperatur Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel Tabelle 5 Symbol Punktschweißen unterer Grenzwert eines vernünftigen Schweißstroms Schweißfestigkeit TIG-Schweißen Charpy-Stoßfestigkeit (Kerbe: 2 mm, V-Form) vTrs Bond Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel * 8 Zyklen 1962 N ** Scherzugfestigkeit bei 8 Zyklen, 1962 N und 8 kA
Wie aus den Tabellen 4 und 5 ersichtlich ist, sind die mechanischen Eigenschaften sowie die Eigenschaften des geschweißten Abschnitts und die Schweißbarkeit in den Vergleichsbeispielen E bis L, die eine chemische Zusammensetzung aufweisen, die außerhalb des vernünftigen Bereichs liegt, der gemäß der Erfindung definiert ist, schlecht. Außerdem werden dann, wenn die chemische Zusammensetzung zwar innerhalb des vernünftigen Bereichs liegt, jedoch die Abkühlgeschwindigkeit niedriger ist als der untere Grenzwert, der erfindungsgemäß definiert ist (Vergleichsbeispiel P), die guten Eigenschaften nicht erhalten.
Wenn andererseits die chemische Zusammensetzung und die Behandlungsbedingungen innerhalb der vernünftigen Bereiche liegen, die erfindungsgemäß definiert sind (annehmbare Beispiele A bis D und M bis O), sind nicht nur die mechanischen Eigenschaften, sondern auch die Eigenschaften des geschweißten Abschnitts und die Schweißbarkeit verbessert.

Beispiel 3

Eine kontinuierlich gegossene Bramme mit einer chemischen Zusammensetzung, wie sie in der folgenden Tabelle 6 gezeigt ist, wurde auf 1.250ºC erhitzt und einer Fertig-Heißwalzbearbeitung bei 880ºC unter Bildung eines heißgewalzten Blechs einer Dicke von 3,2 mm unterworfen, das bei 550ºC aufgewickelt (coiled) wurde. Danach wurde das aufgewickelte Blech einem Schritt des Kaltwalzens bei einer Reduktion von 75% unter Bildung eines kaltgewalzten Blechs mit einer Stärke von 8 mm unterworfen. Dieses wurde einem kontinuierlichen Glühen bei einer Temperatur von 750ºC unterworfen.
Die mechanischen Eigenschaften der so erhaltenen Stahlbleche sowie die Untergrenze des vernünftigen Schweißstroms und die Schweißfestigkeit wurden gemessen, und man erhielt die Ergebnisse, die in der folgenden Tabelle 7 gezeigt sind.
Darüber hinaus wurde jede der mechanischen Eigenschaften durch einen Mittelwert in Walzrichtung, in einer Richtung 450 zur Walzrichtung und in einer Richtung im rechten Winkel zur Walzrichtung in einem Verhältnis von 1 : 2 :1 wiedergegeben. Der Schritt des Punktschweißens wurde durchgeführt, indem man eine Elektrode des CF-Typs mit einem Durchmesser von 4,8 mm verwendete, und zwar bei einer Schweißzeit von 8 Zyklen und einem angelegten Druck von 200 kgf. Die Schweißfestigkeit wurde durch einen Wert bei einem Schweißstrom von 7,5 kA bewertet. Tabelle 6(a) Art des Stahl Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel Tabelle 6(b) Art des Stahls Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel Tabelle 7 Nr. unterer Grenzwert eines vernünftigen Schweißstroms Schweißfestigkeit Annehmbares Beisp. Vergleichsbeisp.
Wie aus Tabelle 7 ersichtlich ist, sind alle Stahlbleche mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt gemäß der Erfindung, denen Ti, Nb und B zugesetzt wird (Art des Stahls: A bis E), nicht nur gut im Hinblick auf den r-Wert und den E1-Wert und ausgezeichnet im Hinblick auf die Tiefziehbarkeit, sondern weisen auch einen weit niedrigeren Wert des vernünftigen Schweißstroms beim Punktschweißen auf und sind ausreichend in bezug auf die Punktschweißfestigkeit.
Im Gegensatz dazu ist die Punktschweißbarkeit schlecht bei allen Vergleichsbeispielen, die außerhalb der vernünftigen Bereiche liegen, die erfindungsgemäß definiert wurden.

Beispiel 4

Eine Stahl-Bramme mit derselben chemischen Zusammensetzung wie der Stahl A von Beispiel 3 wurde unter verschiedenen Bedingungen behandelt, wie sie in der folgenden Tabelle 8 gezeigt sind. So wurden kaltgewalzte Bleche (Stärke: 0,8 mm) erhalten.
Die mechanischen Eigenschaften der so erhaltenen Bleche und deren Punktschweißbarkeit wurden unter Erhalt von Ergebnissen gemessen, wie sie in der folgenden Tabelle 9 gezeigt sind. Tabelle 8 Nr. Fertigbearbeitungstemp. Haspeltemperatur Reduktion beim Kaltwalzen Temperatur des kontinuierl. Glühens Reduktion beim Kaltnachwalzen Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel Tabelle 9 Nr. unterer Wert des vernünftigen Schweißstroms Schweißfestigkeit Ermüdungsfestigkeit bei Niederzyklusschweißen Annehmbares Beispiel Vergleichsbeispiel
Wie aus Tabelle 9 ersichtlich ist, zeigen die Stahlbleche gemäß der Erfindung (Nr. 1 bis 3 und 7 bis 8) gute Tiefziehbarkeit und Punktschweißbarkeit, während dann, wenn die Herstellungsbedingungen außerhalb der vernünftigen Bereiche liegen, wie sie im Rahmen der Erfindung definiert sind (Nr. 4 bis 6), die mechanischen Eigenschaften und die Punktschweißbarkeit schlecht sind.
Insbesondere weisen die Stahlbleche gemäß der Erfindung, die einem Kaltnachwalzschritt bei hoher Reduktion unterworfen werden (Nr. 1 bis 3), eine hohe Ermüdungsfestigkeit beim Niederzyklus-Schweißen auf und zeigen eine verbesserte Punktschweißbarkeit.

Beispiel 5

Eine kontinuierlich gegossene Bramme aus Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, wie sie in der folgenden Tabelle 10 gezeigt ist, wurde auf 1.250ºC aufgeheizt und bei dieser Temperatur gehalten. Danach wurde sie einem Schritt des Aufrauhwalzens und einem Fertigwalzschritt unter Bildung eines heißgewalzten Blechs einer Dicke von 3,2 mm unterworfen. Nach dem Beizen (pickling) wurde das Blech kaltgewalzt und so ein kaltgewalztes Blech mit einer Stärke von 0,7 mm erhalten. Dieses wurde einem kontinuierlichen Glühen (Haltetemperatur: 750 bis 850ºC) und außerdem einem Schritt des Kaltnachwalzens (Reduktion: 0,8%) unterworfen.
Das Kaltnachwalzen wurde unter Verwendung einer Arbeitswalze durchgeführt, die durch Laserbearbeitung mattiert worden war (lasermattierte Walze).
Die Oberflächenrauhheit des Stahlblechs wurde in dessen Walzrichtung gemessen. Vom Ergebnis der Messung wurde ein Wert der mittleren Oberflächenrauhheit SRa bestimmt.
Die mechanischen Eigenschaften dieser Stahlbleche wurden gemessen, und man erhielt Ergebnisse, wie sie in der folgenden Tabelle 11 gezeigt sind.
Außerdem wurde ein Schritt des Punktschweißens unter den Bedingungen durchgeführt, daß die Schweißzeit 7 Zyklen betrug, der angewendete Druck 1.570 N betrug und der Strom 6,5 kA betrug. Während dieses Vorgangs wurde die Punktschweißbarkeit in Form der Scherzugfestigkeit bewertet. Die gemessenen Ergebnisse sind auch in Tabelle 11 gezeigt. Tabelle 10 Stahl Bemerkungen Vergleichsbeispiel Annehmbares Beispiel Tabelle 11 Stahl Oberflächenrauheit Mechanische Eigenschaften Scherzugfestigkeit Bemerkungen Vergleichsbeispiel Annehmbares Beispiel
Wie aus Tabelle 11 ersichtlich ist, zeigen die kaltgewalzten Stahlbleche gemäß der Erfindung eine ausgezeichnete Preßformbarkeit und Punktschweißbarkeit, verglichen mit denjenigen der Vergleichsbeispiele.

Beispiel 6

Eine Stahl-Bramme mit derselben chemischen Zusammensetzung wie die Stähle C und D von Beispiel 5 wurde in derselben Weise wie in Beispiel 5 hergestellt und dem folgenden Test unterworfen:
Das Flächenverhältnis der konvexen Abschnitte und die Durchschnittsfläche pro konvexem Abschnitt an der zentralen Fläche der Oberflächenrauhheit bei den resultierenden, kaltgewalzten Stahlblechen wurde mittels eines dreidimensionalen Oberflächenrauhheits- Meßgeräts gemessen. Die Oberflächenrauhheit und die mechanischen Eigenschaften des kaltgewalzten Stahlblechs sind in Tabelle 12 gezeigt. Tabelle 12 Stahl Oberflächenrauheit Meschanische Eigenschaften Scherzugfestigkeit Bemerkungen Vergleichsbeispiel Annehmbares Beispiel
Wie aus Tabelle 12 ersichtlich ist, zeigen alle Stahlbleche gemäß der Erfindung eine ausgezeichnete Preßformbarkeit und Punktschweißbarkeit im Vergleich zu denen der Vergleichsbeispiele.
Wie oben erwähnt, können erfindungsgemäß Stahlbleche mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, die eine verbesserte Punktschweißbarkeit aufweisen, erhalten werden, ohne daß die Formbarkeit Schaden nimmt. Diese sind also verwendbar zur Anwendung in Anwendbereichen, wo sie einen Schritt des Punktschweißens nach dem Preßformen unterworfen werden, beispielsweise als Stahlbleche für Kraftfahrzeuge und dergleichen.

Claims

1. Kaltgewalztes Stahlblech, das eine Festigkeit und Zähigkeit im geschweißten Abschnitt aufweist, wobei der Stahl nicht mehr als 0,004 Gew% an C, nicht mehr als 0,1 Gew% an Si, nicht mehr als 0,5 Gew% an Mn, nicht mehr als 0,025 Gew% an P, nicht mehr als 0,025 Gew% an S, nicht mehr als 0,0040 Gew% an N, 0,01-0,04 Gew% an Ti, 0,003-0,010 Gew% an Nb, 0,0001-0,0010 Gew% an B, 0,01-0,10 Gew% an Al und einen Rest bestehend aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, und feine Ausscheidungen von Ti mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,05 um aufweist, die gleichförmig in dem Stahl in einer Menge von nicht mehr als 30 ppm, umgerechnet auf die Menge an Ti, dispergiert sind, umfaßt.

2. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech eine Oberflächenrauhigkeit aufweist, die einer der folgenden (a) und (b) genügt:

(a) die Oberflächenrauhigkeit (SRa) und die Streckspannung (Y.S.) genügen der folgenden Beziehung:

SRa ≥ (32.4/Y.S.)-1,1;

(b) ein Flächenverhältnis der konvexen Anteile auf der Oberfläche des Stahlbleches (SSr) ist nicht mehr als 60% ist und eine Durchschnittsfläche pro konvexem Abschnitt (SGr) ist nicht kleiner als 2 · 10&sup4; um².

3. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbleches, das eine Festigkeit und Zähigkeit im geschweißten Abschnitt aufweist, welches das Aussetzen eines geschmolzenen Stahles umfassend nicht mehr als 0,004 Gew.-% an C, nicht mehr als 0,1 Gew.-% an Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% an Mn, nicht mehr als 0,025 Gew.-% an P, nicht mehr als 0,025 Gew.-% an S, nicht mehr als 0,0040 Gew.-% an N, 0,01-0,04 Gew.-% an Ti, 0,003-0,010 Gew.-% an Nb, 0,0001-0,0010 Gew.-% an B, 0,01-0,10 Gew.-% an Al und einen Rest bestehend aus Fe und vermeidbaren Verunreinigungen, in welchem feine Ausscheidungen von Ti mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,05 um gleichförmig in dem Stahl in einer Menge von nicht weniger als 30 ppm, umgerechnet auf die Menge an Ti, dispergiert sind, einem Festigungs- und Abkühlungsschritt, während derer der geschmolzene Stahl mit einer Abkühlungsrate von nicht weniger als 3ºC/min innerhalb eines Temperaturbereiches von wenigstens 1300ºC/1000ºC abgekühlt wird, und

das Aufheizen der entstandenen Blechbramme auf eine Temperatur von nicht mehr als 1200ºC, und

das Unterziehen der Blechbramme Warmwalzen und Kaltwalzen, und dann

das Aussetzen einem kontinuierlichen Anlassen innerhalb eines Temperaturbereiches von 700ºC bis 900ºC umfaßt.