DE2316324A1

DE2316324A1 - Stahl zum herstellen von kaltverformtem stahlblech

Info

Publication number: DE2316324A1
Application number: DE19732316324
Authority: DE
Inventors: Tsuyoshi Kawano
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1972-04-03
Filing date: 1973-04-02
Publication date: 1973-10-18
Also published as: FR2179008A1; DE2316324C2; IT982691B; GB1419552A; FR2179008B1

Description

"Stahl zum Herstellen von kaltverformtem Stahlblech"

Die Erfindung bezieht sich auf einen aluminiumberuhigten Stahl mit hervorragender Verformbarkeit, insbesondere auf einen Tiefziehstahl sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Mit Aluminium beruhigte Stähle werden in großem Maße zum Tiefziehen verwendet. Herkömmliches aluminiumberuhigtes Warmblech besitzt jedoch den Nachteil einer höheren Streckgrenze und größeren Härte als ein unberuhigter oder gedeckelter Stahl. Um dem entgegenzuwirken wurde bereits vorgeschlagen, das aus einem solchen Stahl hergestellte Band bei einer höheren Temperatur von beispielsweise über 70O⁰C zu haspeln und auf diese Weise eine geringere Härte und bessere Kaltvea?- formbarkeit zu erreichen. Ein derartig behandeltes Band bringt jedoch Schwierigkeiten beim Säurebeizen mit sich. Auch kann die hohe Haspeltemperatur zu einem Zusammenballen und einer Vergröberung der Karbide führen, wodurch ein Teil der möglichen Verbesserung der Kaltverformbarkeit verlorengeht.

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Andererseits werden aluminiumberuhigte Stähle in großem Umfange auch als kaltgewalztes Blech zum Tiefziehen verwendet, da das sich beim Glühen ausscheidende Aluminiumnitrid eine das Tiefziehen günstig beeinflussende Rekristallisationstextur bildet und der Stahl infolge der Bindung des Stickstoffs, an das Aluminium alterungsbeständig ist. Um jedoch eine gute Tiefziehbarkeit zu erreichen, muß der Stahl langsam, d.h. mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von etwa 1O°C/h auf eine Temperatur von 400 bis 600⁰C oder in diesem Temperaturbereich gehalten werden. Aus diesem Grunde wird der Stahl üblicherweise einem Haubenglühen unterworfen, das jedoch bis zu mehreren Tagen dauern kann.

Anstelle des Haubenglühens kann auch ein kürzeres kontinuierliches Glühen treten. Mit dem kontinuierlichen Glühen eines aluminiumberuhigten Stahls nach dem Kaltwalzen ist jedoch ein geringerer r-Wert (Rank-Ford-Wert), d.h. eine schlechtere Tiefziehbarkeit verbunden als nach dem Haubenglühen, weil die Glühgeschwindigkeit beim kontinuierlichen Glühen merklich höher ist und demzufolge die Größe des rekristallisierten Korns merklich geringer ist als bei einem unberuhigten oder gedeckelten Stahl, so daß ein aluminiumberuhigtes kaltgewalztes und kontinuierlich geglühtes Blech für ein Tiefziehen zu hart ist.

Um diesen Nachteil zu vermeiden, ist es bekannt, höhere Haspeltemperaturen über 68Q⁰C anzuwenden. Aber auch hierbei ist das Korn nach dem kontinuierlichen Glühen noch verhältnismäßig klein und der Stahl nicht hinreichend weich, d.h. er besitzt einen geringen r-Wert. Außerdem wird die Beizbarkeit als Folge der hohen Haspeltemperatür beeinträchtigt und bleibt

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es bei der negativen Wirkung des Zusammenballens des Zementits auch nach dem Kaltwalzen und kontinuierlichen Glühen.

Erfolgt das Glühen nach dem Kaltwalzen bei einer Temperatur unterhalb A^, so bleibt der zusammengeballte Zementit unverändert, während andererseits bei einem Glühen oberhalb A,. ein grober Perlit auftritt, so daß bei hoher Temperatur gehaspeltes Kaltband nicht für Zwecke eingesetzt werden kann, die eine örtliche Verformbarkeit, beispielsweise ein örtliches Strecken voraussetzen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen Stahl zu schaffen, der nicht mit den vorerwähnten Nachteilen des herkömmlichen aluminiumberuhigten warmgewalzten Stahls bzw. Blechs behaftet ist. Insbesondere, ist die Erfindung auf einen weichen und alterungsbeständigen Tiefziehstahl für kaltgewalztes Blech gerichtet, der mit hoher Geschwindigkeit erwärmt und kontinuierlich geglüht werden kann.

Zur Lösung der vorerwähnten Aufgabe wird ein Tiefziehstahl mit höchstens 0,10% Kohlenstoff, höchstens 0,10% Silizium, höchstens 0,50% Mangan, 0,003 bis 0,080% säurelösliches Aluminium, 0,002 bis 0,005% Bor und höchstens 0,008% Stickstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen vorgeschlagen, der nach dem Warmwalzen kaltgewalzt und anschließend kontinuierlich rekristallisierend geglüht und überaltert sowie gegebenenfalls dressiert wird.

Der erfindungsgemäße-aluminiumberuhigte Stahl mit einem sehr

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geringen Borgehalt kann außerdem einzeln oder nebeneinander noch 0,01 bis 0,08% Wolfram, 0,04 bis 0,15% Phosphor, 0,01 bis 0,10% Molybdän und 0,01 bis 0,08% Niob enthalten sowie einem kontinuierlichen Schnellerwärmen und Kurzzeitglühen unterworfen werden, um ein weiches und duktiles Tiefziehblech mit verbesserter Tiefziehbarkeit herzustellen.

Es ist bekannt, daß Bor als Nitridbildner den Stahl alterungsbeständig macht. Aus diesem Grundeenthält herkömmliches warmgewalztes Blech normalerweise über 0,007% Bor. Durch zahlreiche Versuche konnte nun Überraschenderweise festgestellt werden, daß durch einen Borzusatz zu einem aluminiumberuhigten Stahl nicht nur der Stickstoff als Bornitrid stabil abgebunden^ wird, auch wenn die Haspeltemperatur niedrig ist, d.h. unter 680⁰C liegt, sondern das Bor auch das Ausscheiden des Aluminiumnitrids fördert, so daß im Vergleich zu einem borfreien Stahl entsprechend weniger Aluminium zugesetzt zu werden braucht.

Im Falle eines borfreien aluminiumberuhigten Stahls mit beispielsweise 0,04% Aluminium und 0,005% Stickstoff ist die Alterungsbeständigkeit nur dann gewährleistet, wenn die Haspeltemperatur über 70O⁰C liegt, während ein 0,03% Aluminium, 0,003% Bor und 0,0055% Stickstoff enthaltender Stahl auch bei einer Haspeltemperatür von nur 600⁰C alterungsbeständig ist. Mithin können die Gehalte an Aluminium und Bor im Vergleich zu herkömmlichen Tiefziehstählen wesentlich geringer sein. Dies ist verbunden mit geringeren Herstellungskosten und einer besseren Blechoberfläche. Außerdem sind hohe Haspeltemperaturen bei Aluminium und Bor enthaltenden Tiefzieh-

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stählen nicht erforderlich, so daß eine die örtliche Verformbarkeit beeinträchtigende Zementitzusammenballung nicht eintritt und sich die Karbide demzufolge in feindisperser Verteilung befinden. Des weiteren ist der vorgeschlagene Bor- und Aluminium enthaltende Stahl durch ein vergrößertes Ferritkorn nach dem Walzen gekennzeichnet. Im Falle eines nur Aluminium enthaltenden Stahls beträgt die Korngröße des Ferrits auch im Falle eines Haspeins bei einer Temperatur über 700⁰C nur 9 bis 9,5 ASTM, während die Korngröße des Ferrits bei dem Aluminium und Bor enthaltenden Stahl auch im Falle eines Haspeins bei einer niedrigen Temperatur von etwa 600⁰C bereits 8 bis 8,5 ASTM beträgt und sich demzufolge eine niedrige Streckgrenze, ausgezeichnete Duktilität und Tiefziehbarkeit ergibt.

Ein herkömmlicher, im Hinblick auf seine Alterungsbeständigkeit über 0,007% Bor enthaltender kaltgewalzter Tiefziehstahl besitzt infolge des verhältnismäßig hohen Borgehalts einen geringen r-Wert nach dem Kaltwalzen und anschließenden kontinuierlichen Glühen und somit eine geringe Tiefziehbarkeit.

Andererseits verbessert ein geringer Borgehalt bei einem aluminiumberuhigten Stahl die mechanischen Eigenschaften nach dem kontinuierlichen Glühen ebenso wie im warmgewalzten Zustand.

Das Bor bindet, wie bereits erwähnt, nicht nur den Stickstoff als Bornitrid stabil ab sondern fördert auch die Ausscheidung des Aluminiumnitrids, so daß sich eine ausreichende Alte-

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rungsbeständigkeit schon bei geringeren Gehalten an Aluminium und Bor ergibt. Außerdem ergibt sich infolge des niedrigeren Borgehaltes ein höherer r-Wert und ist das Gefüge nach dem Rekristallisationsglühen wesentlich grö-. ber als bei einem nur Aluminium enthaltenden Stahl, auch wenn dieser einem Schnellerwärmen und Kurzzeitglühen unterworfen wird. Schließlich beeinträchtigt der Borzusatz die Alterungsbeständigkeit und die Größe des Rekristallisationskorns nach dem Kaltwalzen und Glühen nicht, auch wenn die Haspeltemperatur niedrig ist; vielmehr ist das Gefügekorn größer als das eines barfreien und bei hoher Temperatur gehaspelten aluminiumberuhigten Stahls.

Die Karbide befinden sich nach dem Kaltwalzen und Glühen dagegen in feindisperser Verteilung, so daß sich eine bessere Kättverformbarkeit, insbesondere ein besseres örtliches Verformungsvermögen neben der niedrigen Haspeltemperatur ergibt.

Auch wenn das Blech weicher sein und. eine bessere Tiefziehbarkeit besitzen soll, sind hohe Haspeltemperaturen erwünscht, wobei sich ein weicheres Blech mit besserer Duktilität ergibt als im Falle eines bei derselben Temperatur gehaspelten, aluminiumberuhigten, jedoch kein Bor enthaltenden Stahls.

Obgleich der erfindungsgemäße Tiefziehstahl nach einem kontinuierlichen Glühen weicher und besser tiefziehbar ist als ein aluminiumberuhigter Stahl, liegt sein r-Wert etwas niedriger als bei einem haubengeglühten aluminiumberuhigten Stahl.

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Durch eingehende Versuche hinsichtlich des r-Wertes konnte festgestellt werden, daß sich bei einem Zusatz von Wolfram, Molybdän, Niob und Phosphor zu einem Aluminium und Bor innerhalb bestimmter Gehaltsgrenzen enthaltenden Stahl ein kaltgewalztes Blech herstellen läßt, dessen Eigenschaften besser sind als die eines aluminiumberuhigten und haubengeglühten Stahls.

Obgleich der Kohlenstoff die Festigkeit erhöht, beträgt der Kohlenstoffgehalt höchstens 0,1%, da der Kohlenstoff die Kaltverformbarkeit, den r-Wert und die Tiefziehbarkeit des kaltgewalzten Blechs merklich verringert. Eine geringere Härte und ausgezeichnete Kaltverformbarkeit ergibt sich, wenn der Kohlenstoffgehalt höchstens 0,06% beträgt, während sich eine optimale Kaltverformbarkeit und insbesondere ein besserer r-Wert ergibt, wenn der Kohlenstoffgehalt beispielsweise mittels einer Vakuumentkohlung auf unter 0,015% eingestellt wird.

Da das Silizium die Härte erhöht und die Kaltverformbarkeit verringert, sollte dem Stahl kein Silizium zugesetzt werden, wenn es auf die Festigkeit ankommt. Andererseits beeinträchtigt ein Siliziumgehalt bis 0,1% die Kaltverformbarkeit kaum, so daß der Stahl bis 0,1% Silizium enthalten kann.

Mangan ist erforderlich, um eine durch den Schwefel verursachte Rot- bzw. Warmbrüchigkeit zu vermeiden, wenngleich das Mangan den Stahl härtet und die Kaltverformbarkeit bzw. den r-Wert des kaltgewalzten Blechs verringert. Aus diesem

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Grunde beträgt der Mangangehalt höchstens 0,5% und liegt vorzugsweise unter 0,35%, wenn es auf eine hohe Festigkeit nicht ankommt. Eine weiterhin verbesserte Kaltverformbarkeit und bemerkenswerte Tiefziehbarkeit ergibt sich bei Mangangehalten unter 0,25%.

Um das Bor voll zur Wirkung zu bringen, muß der Stahl mindestens 0,003% Aluminium enthalten. Andererseits bringen Aluminiumgehalte über 0,08% keine weitere Verbesserung der Wirkung des Bors und führen zu einem geringeren Reinheitsgrad, einer geringeren Ferritkorngröße und einer höheren Härte. Demzufolge beträgt der Höchstgehalt für Aluminium 0,08%. Vorzugsweise liegt der Aluminiumgehalt jedoch unter 0,06%. ■

Das Bor bindet den Stickstoff stabil ab, fördert die Ausscheidung des Aluminiumnitrids und führt zu einer Vergröberung des Ferritkorns nach dem Warmwalzen auch ohne höhere Haspeltemperatur sowie zu einer geringeren Härte und besseren Verformbarkeit. Außerdem enthält das Gefüge keine Zementitzusammenballungen bzw. keinen groben Zementit. Borgehalte unter 0,002% sind jedoch unwirksam, während Borgehalte über 0,005% keine weitere Verbesserung ergeben, sowie den Reinheitsgrad und den r-Wert beeinträchtigen. Aus diesem Grunde liegt die obere Grenze für den Borgehalt bei 0,005%.

Die erwähnte vorteilhafte Wirkung des Bors geht auch durch die niedrige Haspeltemperatur nach dem Warmwalzen nicht verloren, so daß sich auch in diesem Falle die Karbide nach dem Kaltwalzen und Glühen in feindisperser Verteilung befinden und die Kaltverformbarkeit, insbesondere die örtliche Verformbarkeit weiter verbessert wird.

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Ein aluminiumbenihigter Stahl enthält normalerweise 0,002 bis 0,008% Stickstoff, der sich auf die Alterungsbeständigkeit und die Kaltverformbarkeit nachteilig auswirkt. Höhere Stickstoffgehalte erfordern demzufolge einen höheren Zusatz an Aluminium und Bor im Hinblick auf die Alterungsbeständigkeit, der seinerseits zu einer Beeinträchtigung der Kaltverformbarkeit führt. Aus diesem Grunde enthält der Stahl höchstens 0,008% Stickstoff.

Der Gesamtgehalt an Aluminium und Bor sollte mindestens dem 2,7-fachen des Stickstoffgehaltes entsprechen, um die guten Eigenschaften des Stahls voll zu entwickeln. Mit steigendem Gesamtgehalt an Aluminium und Bor wird das Ferritkorn kleiner, so daß bei einem Gesamtgehalt über 20 (% N) aufgrund des dem entsprechenden Aluminiumgehaltes die Eigenschaften des Stahls praktisch gleich denen des nur Aluminium enthaltenden Stahls sind. Aus diesem Grunde liegt der Gesamtgehalt an Aluminium und Bor unter dem 20-fachen, vorzugsweise unter dem 15-fachen des Stickstoffgehaltes.

Im Falle eines kontinuierlichen Glühens kann der Stahl noch Wolfram, Molybdän, Niob und Phsophor einzeln oder nebeneinander enthalten. Dabei verbessern die Karbidbildner, Wolfram, Molybdän und Niob den r-Wert und die Tiefziehbarkeit. Diese Elemente sind nämlich unterhalb der obenerwähnten unteren Gehaltsgrenzen unwirksam, während sich bei die angegebenen oberen Gehaltsgrenzen übersteigenden Gehalten nicht nur keine Verbesserung des r-Wertes ergibt, sondern eine höhere Härte und schlechtere Kaltverformbarkeit einstellt.

Auch Phosphor bewirkt eine höhere Härte, verbessert anderer-

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seits jedoch den r-Wert und die Tiefziehbarkeit. Phosphor-r gehalte unter 0,040% sind jedoch hinsichtlich des r-Wertes unwirksam, während 0,15% übersteigende Phosphorgehalte zu keinerdiesbezüglichen Verbesserung führen und eine Versprödung bewirken. Aus diesem Grunde enthält der Tiefzi.ehstahl vorzugsweise 0,04 bis 0,1% Phosphor.

Der in der vorerwähnten Weise zusammengesetzte Stahl läßt sich in herkömmlicher Weise herstellen und zu Brammen vergießen. Das Bor kann dabei in die Pfanne oder die Kokille bzw. beim Stranggießen in den Tundish gegeben werden. Wenn das fertige Blech mit einem Metallüberzug versehen werden soll, sollte der Stahl in der Kokille kernberuhigt werden.

Das Warmwalzen sollte im Hinblick auf die Kaltverformbarkeit mit einer Endtemperatur oberhalb Ar^ stattfinden, wenngleich auch mit einer Endtemperatur unterhalb Ar^ warmgewalzt werden kann, wenn es weniger auf die Kaltverformbarkeit, dafür aber auf ein möglichst weiches Blech ankommt. Das Haspeln erfolgt im Hinblick auf eine feindisperse Verteilung der Karbide bzw. zur Vermeidung eines Zusammenballens und einer Vergröberung der Karbide unterhalb 680°C, um eine hohe Kaltverformbarkeit, insbesondere eine hohe örtliche Verformbarkeit zu erreichen. Kommt es dagegen auf das Beizverhalten und die örtliche Verformbarkeit nicht so sehr an und soll der Stahl verhältnismäßig weich sein, dann kann das Haspeln auch bei einer Temperatur über 680⁰C liegen.

Auch beim Herstellen von kaltgewalztem Blech werden die Brammen warmgewalzt und das dabei entstehende Band gehaspelt. Die Endtemperatur sollte dabei nicht unterhalb Ar ^ lie-

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gen, um einen hohen r-Wert zu erreichen.

Die Haspeltemperatur kann auch über 680⁰C liegen, wenn das Material weicher und besser tiefziehbar sein soll. Auch wenn die örtliche Verformbarkeit von Bedeutung ist, kann die Haspeltemperatur im Hinblick auf eine feindisperse Verteilung der Karbide und die Vermeidung eines die örtliche Verformbarkeit beeinträchtigenden Zusammenballens bzw. Vergröberns der Karbide oder zur Verbesserung des Beizverhaltens höchstens 680⁰C betragen.

Bei einer niedrigen Haspeltemperatur unter 680⁰C ergibt sich ebenfalls ein weicherer Werkstoff mit besserer Tiefziehbarkeit und Duktilität als im Falle eines herkömmlichen aluminiumberuhigten und bei hoher Temperatur gehaspelten Stahls.

Das warmgewalzte Band wird mit Säure gebeizt und mit einer Querschnittsabnahme über 30% kaltgewalzt, danach bei einer Temperatur zwischen der Rekristallisationstemperatur und Ar, rekristallisierend geglüht, durch ein kontinuierliches Glühen überaltert und gegebenenfalls abschließend d%ssiert. Dies kann in herkömmlicher Weise geschehen, sofern der Stahl die angegebene Zusammensetzung besitzt, kaltgewalzt sowie kontinuierlich geglüht wird. Das kontinuierliche Rekristallisationsglühen kann beispielsweise in. einem Zehnminütigen Halten bei einer Temperatur zwischen 650°C und A, mit anschließendem Abkühlen bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 5 bis 30% auf oder unter die Aushärtetemperatur erfolgen. Das Überaltern kann in einem 10 Sekunden bis 10 Minuten dauernden Glühen bei 200 bis 500⁰C bestehen.

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Die Temperatur des Rekristallisationsglühens kann höher, beispielsweise zwischen 800 C und A-, liegen, wenn es besonders auf einen weichen Werkstoff mit guter Tiefziehbarkeit ankommt, oder geringer sein und .beispielsweise 680 bis 720⁰C betragen.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert.

Beispiel 1

In einem Konverter wurden verschiedene herkömmliche Vergleichsstähle A bis C sowie unter die Erfindung fallende Stähle D bis K mit aus der nachfolgenden Tabelle I ersichtlicher Zusammensetzung gefrischt und zu Blöcken oder Brammen stranggegossen. Die Blöcke wurden vorgewalzt und die dabei anfallenden Brammen erwärmt sowie bei einer Temperatur oberhalb Ar, warmgewalzt und anschließend gehaspelt. Die Eigenschaften des dabei anfallenden Warmbandes ergeben sich aus der nachfolgenden Tabelle II.

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	Stahl	C	Si	Mn	Tabelle	I	N	Haspel-	Blechdicke	ISJ co
		W	(%)	W				xemp, rc)	(mm)	CD OO
	A	0,05	0.02	0.31	^A1gel,	B	0.0052	720	2.3
	B	0.05	0,02	0.31	(%)		0,0052	620	2.3
	C	0.04	0.01	0,33	0,043		0.0065	640	2.3
					0.043	-
O					0.105	-
co ο»	D	0.04	0,01	0.32			0.0057	600	2.3
	E	0.05	0,02	0.29			0.0058	615	3.2
O co	F	0.05	0,02	0.29	0.030 0.	0035	0.0058	660	3.2
	G	0,06	0.01	0.33	0.045 0.	0028	0.0050	600	2.7
	H	0.03	0.01	0.34	0.045 0.	0028	0.0056	615	2,3
	I	0.04	0.01	0.31	0.028 0.	0037	0.0062	620	2.3
	J	0.04	0.01	0.32	0.043 0.	0029	0.0055	720	2.5
	K	0.008	0.02	0.21	0.058 0.	0036	0.0048	650	2.7 ·
					0.037 0.	0030	-
					0.021 0,	0031

Tabelle II

Streckgrenze Zugfestigkeit Dehnung Härtestei- Korngröße Karbide

gerung

(cb) (cb) (%) (cb) (ASTM)

	A	22.8	34,4	45,5	0.	6	9.4	zusammengeballt grob	A
	B	25.7	37-7	42.5	5.	5	9.6	feindispers	CD
3 ί I	C	24.6	36.1	46,5	0.	7	9.7	Il	ro
^ ι J <fr	D	20.1	33«2	47.7		0	8.3	Il
3 I	E	20,6	32,4	49.5		0	8.5	Il
	F	19.8	31.8	47*8		0	8.0	U
	G	21,5	33,7	48.4		0	8,2	η
	H	20.4	32.9	48,7		0	8.5	Il
	. I	22.5	33.2	48.1		0	8,7	«
	J	19.2	30.8	46,5	0.	6	8,0	zusammengeballt/grob
	K	18,7	30.3	50.4		0	7.5	Il
	·*	■Anstieg der	Streckgrenze	nach einem. 8			, Recken und	einem einstündigen Aus^
		härten bei	100⁰C.

Wie sich aus den Daten der Tabelle II ergibt, ist bei den nur Aluminium enthaltenden Vergleichsstählen A bis C im Hinblick auf die Alterungsbeständigkeit und die Härte ein Haspeln bei hoher Temperatur erforderlich, während bei den nur wenig Bor enthaltenden unter die Erfindung fallenden Stählen D bis K ein geringerer Aluminiumgehalt erforderlich ist und das Haspeln bei niedriger Temperatur stattfinden kann. Dabei ergibt sich gleichwohl ein Gefüge ohne groben und zusammengeballten, die Kaltverformbarkeit beeinträchtigenden Zementit. Kommt es dagegen auf das Beizverhalten und die Zementitausbildung weniger an, dann kann der Stahl durch eine hohe Haspeltemperatur weicher gemacht werden und besitzt dennoch mindestens eine ebensogute Kaltverformbarkeit wie die Vergleichsstähle. Der Stahl K mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,15% wurde im Vakuum entkohlt und besaß eine ausgezeichnete Verformbarkeit.

Beispiel 2

Vergleichsstähle L und Q sowie unter die Erfindung fallende Stähle M bis P mit der aus den Tabellen III und V ersichtlichen Zusammensetzung wurden im Konverter gefrischt und stranggegossen'oder nach einem herkömmlichen Blockgießen vorgewalzt. Die Brammen wurden oberhalb Ar-, bis auf eine Dicke von 2,3 bis 2,7 mm warmgewalzt. Das Warmband wurde alsdann bis auf eine Dicke von 0,8 mm kaltgewalzt und mit einer Haltezeit von einer Minute bei 700⁰C rekristallisierend geglüht sowie nachfolgend auf die Aushärtetemperatur abgekühlt. Das Aushärten bestand in einem fünfminütigen kontinierliehen Glühen bei 35O⁰C, dem sich ein Dressieren mit einer

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Abnahme von 1 bis 1,5% anschloß. Die mechanischen Eigenschaften der in der vorerwähnten Weise hergestellten Bleche ergeben sich aus den Tabellen IV und VI.

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CU I -P CQ

CQ Ö •Η Ο

ω cdH crj co bo

H I Φ Φ U P₁P)S

CQ a-ρ ο CÖ Φ CÖ

H CU

•Η ca

CU •P CQ

Ö M¹¹	Cl ΙΑΉ a	I	ι	I
O O O O D-	ο O O IA	O IA VO	700	700
720	620	,0057	.0061	,0053
,0065	ο ο	ο	ο	ο
ο	O	CM O O	,0027	,0030
	,0029	O	* ο	* ο
	• ο	0.040	0.045	0.031
ο • O	τ- Ο • O	σ\	CM	CM CM
σν CM	O	ο"	O	O
ο	• O	CM O	δ	CM O
δ	δ	ο"	ο"	O
ο	ο	ro ο	IA O	,008
ο	-4* O	ο	ο"	ο
ο	O

- Ll τ

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Tabelle IV

Stahl

O-

Streckgrenze (cb)	28.5	23.4	21.8	20.4	19.4
Zugfestigkeit (cb)	37.7	34.7.	32.5	31.8	30.8
r-¥ert	1.15	1.23	1.47	1.29	1.58
Dehnung	42	45	48	46	50
CCV (mim)	37.6	37.1	36.8	37.0	36.2
E r-Wert (mm)	10.3	10.7	11.0	10.5	11.2
Härtesteigerung (cb)	0,6	0	0	' 0.5	0

ω-μ ο

Pt CO O

ω U ^ cd ω HJ P.

CU "SR.

PQ

H ω

faO
H
<!

"SR

•Η CQ

O ¹SR

•8 ■μ

CQ

ir\ooir\oooooo oovjir\mvoto\ir\oviiTNO

IS »Ό νΟ νΟ »Ό VO VD INVO IS-

	ι	CM	I	I	I
		O
ι	to	•		ro	to
	ο	O		ο	O
	•		I	•	•
	ο			O	O
I		I

ro	I		I	I.	I
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I I

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οοοοοοοοοο

ir\T-<fcOT-coir\irv<i-o

VOlTvVO-CfVO ΙΓ\ -4" -4" ΙΓΝΙΓΝ ΟΟΟΟΟΟΟΟΟΟ ΟΟΟΟΟΟΟΟΟΟ

o"do*o*o*dddo*o*

I CrvCMOOlTNv-IS-C^-ChCO CvjrOCMtOIOCMCMCMCM

οοοοοοοοο οοοοοοοοο

O O O O O O O O O

τιτ\οονΐτοσ*σ\οοονΐ

-CJ-V-T-T-T-CMOOt-CM ΟΟΟΟΟΌΟΟΟΟ

O	ο	ο	ο	O	ο	ο	O	O	ο
co OJ	CM	IS- CM	CO CM	ts· τ-	σ» τ-	T" CM	τ- CM	ίο	61.'
ο	ο	ο	O	Ο	Ο	O	O	O	ο
1.0"	*10'*	ΙΌ*	CM O	τ- Ο	' ν- O	CM O	CM O	K)	CM O
ο	ο	ο	O	O	O	O	O	O	O
.04	.04	.03	.04	.03	.03	O	to O	.04	.009

οοοοοοοοοο

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Tabelle VI

Stahl Streckgrenze Zugfestigkeit Dehnung r-Wert CCV Er-Wert Härtesteigerung

(cb) (cb) (%) (mm) (mm) (cb)

Q	27.5	37.	3	41	1.16	37.6	10.0	0.5	O
R	23.9	35.	0	45	1.43	37.0	10.6	0
S	22.4	33.	8	45	1.41	36.9	10.7	0
T	23.4	34.	7	45	1.45	37.0	10.6	0
U	23.7	35.	0	44	1.62	36.9	10.5	0	TO OO
V	24.0	35.	1	45	1.68	36.9	10.5	0	CT) GO KJ
¥	23.8 .	34.	8	45	1.60	36.7	10.7	0
X	22.0	33.	7	46	1.71	36.6	10.4	0.5
Y	21.4	32.	7	45	1.21	37.3	10.4	ο
Z	20.1	32.	3	49	1.75	36.0	11.2	0

Die Daten der Tabelle IV zeigen, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle weicher sind und eine bessere Kaltverformbarkeit besitzen als der Vergleichsstahl L, und zwar selbst dann, wenn dieser nach dem Kaltwalzen kontinuierlich geglüht wird. Dies ist auf den geringen Borzusatz zurückzuführen.

Der sehr wenig Kohlenstoff und Mangan enthaltende Stahl P besitzt eine ausgezeichnete Kaltverformbarkeit.

Aus Tabelle VI ergibt sich, daß die unter die" Erfindung fallenden Stähle R bis Z nicht nur alterungsbeständig sondern auch weicher, duktiler und besser tiefziehbar sind als der aluminiumberuhigte und bei einer hohen Temperatur gehaspelten Vergleichsstahl Q. Außerdem besitzen sie eine bessere Tiefziehbarkeit als der kein Phosphor, Wolfram, Molybdän und Niob enthaltende, ebenfalls unter die Erfindung fallende Stahl Y. Im Rahmen der Erfindung ist es möglich, kaltgewalztes Blech mit einer Tiefziehbarkeit, die der des herkömmlichen aluminiumberuhigten und haubengeglühten Stahls entspricht, durch eine Verringerung des Mangangehaltes unter 0,25% herzustellen. Schließlich zeigt sich, daß der im Vakuum entkohlte Stahl Z mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,015% eine ausgezeichnete Verformbarkeit besitzt.

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Claims

Patentansprüche :

1. Stahl zum Herstellen von kaitverformtem Stahlblech, bestehend aus höchstens 0,1% Kohlenstoff, höchstens 0,1% Silizium·, höchstens 0,5% Mangan, höchstens 0,008% Stickstoff, 0,003 bis 0,08% säurelöslichem Aluminium und 0,002 bis 0,005% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

2. Stahl nach Anspruch 1, der jedoch höchstens 0,015% Kohlenstoff enthält. ■

3. Stahl nach Anspruch 2, der jedoch höchstens 0,25% Mangan enthält.

4. Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, der jedoch zusätzlich 0,01 bis 0,08% Wolfram, 0,04 bis 0,15% Phosphor, 0,01 bis 0,1% Molybdän und 0,01 bis .0,08% Niob einzeln oder nebeneinander enthält.

5. Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem Blech mit guter Verformbarkeit unter Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekenn zeiche n e t , daß der Stahl nach dem Gießen, Warm- und Kaltwalzen kontinuierlich rekristallisierend geglüht und überaltert wird.

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6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Endtemperatur beim Warmwalzen mindestens dem Ar-,-Punkt entspricht und die Haspeltemperatur höchstens 680 C beträgt.

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