DE2316324C2

DE2316324C2 - Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Stahlblech

Info

Publication number: DE2316324C2
Application number: DE19732316324
Authority: DE
Inventors: Tsuyoshi Kisarazu Chiba Kawano
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1972-04-03
Filing date: 1973-04-02
Publication date: 1988-05-05
Also published as: FR2179008B1; IT982691B; GB1419552A; DE2316324A1; FR2179008A1

Description

a) oberhalb ΑΓ3 warmgewalzt,

b) unter 680° C warmgehaspelt,

c) kaltgewalzt,

d) bei 650° C bis Arj rekristallisierend geglüht,

e) mit 5 bis 30°C/s auf oder unter die Aushärtetemperatur abgekühlt und

f) bei 200 bis 500° C 10 s bis 10 min überalten wird.

2. Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem weichem Stahlblech mit guter Kaltverformbarkeit, grobkörnigem Ferrit, niedriger Streckgrenze, hoher Duktilität und einem hohen r-Wert, dadurch gekennzeichnet, daß ein aluminiumberuhigter Stahl mit höchstens 0,1% Kohlenstoff höchstens 0,1% Silizium, höchstens 0,5% Mangan, höchstens 0,008% Stickstoff, 0,003 bis 0,08% säurelöslichem AJuminium und 0,002 bis 0,005% Bor, dessen Gesamtgehalt an Aluminium und Bor das 2,7- bis 20fache des jeweiligen Stickstoffgehaltes beträgt. Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen

a) mit einer Endtemperatur oberhalb An warmge- ίο walzt,

b) über 68O⁰C warmgehaspelt,

c) kaltgewalzt,

d) bei 650° C bis An rekristallisierend geglüht,

e) mit 5 bis 30°C/s auf oder unter die Aushärte· temperatur abgekühlt und

f) bei 200 bis 500°C 10 s bis 10 min überaltert wird.

3. Verfahren nach Anspruch I oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl auf höchstens 0.015% Kohlenstoff eingestellt wird.

4 Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl auf höchstens 0,25% Mangan eingestellt wird

5. Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, dadurch 5ϊ gekennzeichnet, daß dem Stahl 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 zugesetzt werden.

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Stahlblech mit guter Kaltverformbarkeit, grobkörnigem Ferrit, niedriger Streckgrenze, hoher Duktilität und einem hohen f'Werf,

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 700 bis 720⁰C zu haspeln und auf diese Weise eine geringere Härte und bessere Kaltverformbarkeit 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 Kaltverformbarkeii verlorengeht.

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 P.ekristaüisationstestur 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 10° C/h auf eine Temperatur von 400 bis 600° C gebracht und 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 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 68O⁰C 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 geringeren r-Wert. Außerdem wird die Heizbarkeit als Folge der hohen Haspeltemperatur beeinträchtigt und bleibt 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 Ai. so bleibt der zusammengeballte Zementit unverändert, während andererseits bei einem Glühen oberhalb Ai 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

Aus der britischen Patentschrift 10 04 155 und der entsprechenden US-Patentschrift 32 39 390 ist bereits ein alterungsbeständiger Emaillierstahl mit mindestens 0,02% Kohlenstoff, höchsten« 0,2% Mangan, 0,02 bis 0,08% Aluminium, 0,003 bis 0,02% Bor, 0,020 bis 0,050% Vanadium und 0,0015 bis 0,0070% Stickstoff bekannt. Der Stickstoff wird dabei mit Hilfe von Aluminium, Bör und Vanadium stabil abgebunden. Dieser Stahl erfordert

wegen der Gefahr eines Warmbruchs bei 930 bis 1050° C ein zweistufiges Walzen bei einer Temperatur von 1050⁰C einerseits mit einem Zwischenabkühlen auf eine Temperatur unter 930⁰C sowie ein anschließendes Weiterwalzen bei dieser Temperatur andererseits sowie ein Wasserabkühlen vor dem Haspeln. Das Wasserabkühlen soll eine Abkühlungsgeschwindigkeit gewährleisten, die die Nitride in Lösung hält und gewährleistet, daß sich allenfalls weniger als 10% Nitride ausscheiden. Um seine technologischen Eigenschaften zu entwickeln, muß der bekannte Stahl schließlich nach dem Kaltwalzen zum Entkohlen und Ausscheiden der Nitride mehrere, beispielsweise fünf Stunden geglüht werden. Derartig lange Glüzeiten lassen sich naturgemäß nur im Haubenofen bewältigen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen von alteningsbeständigem Stahlblech vorzuschlagen, das sich durch eine gute Kaltverformbarkeit, einem grobkörnigen Ferrit, eine niedrige Streckgrenze, eine hohe Duktilität und einen hohen r-Wert auszeichnet und unter bestimmten Bedingungen auch besonders weich ist.

Die Lösung dieser Aufgabe besteht in einem Verfahren, bei dem ein aluminiumbemhigter Stahl mit höchstens 0,1% Kohlenstoff, höchstens 0,1% Silizium, höchstens 03% Mangan, höchstens 0,008% Stickstoff, 0,003 bis 0,08% säurelöslichem Aluminium und 0,002 bis 0,005% Bor, dessen Gesamtgehalt an Aluminium und Bor das 2,7 bis 20fache des jeweiligen Stickstoffgehaltes beträgt. Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigunger oberhalb An warmgewalzt, unter 68O⁰C warmgehaspelt, kaltgewalzt, bei 650⁰C bis An rekristallisierend geglüht, mit 5 bis 30⁰Cz-S auf oder unter die Aushärtetemperatur abgekühlt und bei 200 bis 500⁰C 10 s bis 10 min überaltert wird. So.i hingegen ein » besonders weiches Stahlblech hergestellt werden, dann liegt die Endtemperatur beim Warmwalzen unterhalb ΑΓ3 und wird bei einer Temperatur über 68O⁰C warmgehaspelt.

Der Stahl kann außerdem einzeln oder nebeneinan· der 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.

Es ist bekannt, daß Bor als Nitridbildner den Stahl tlterungsbeständig macht Aus diesem Grunde enthält « herkömmliches warmgewalztes Blech normalerweise über 0.007% Bor. Durch zahlreiche Versuche konnte nun überraschenderweise festgestellt werden, daß durch einen Borzusatz zu einem aluniniumberuhigten Stahl nicht nur der Stickstoff als Bornitrid stabil abgebunden so wird, auch wenn die Haspeltemperatur niedrig ist. d. h. unter 68O⁰C 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. v>

So ist ein 0,03% Aluminium, 0,003% Bor und 0,005% Stickstoff enthaltender Stahl auch bei einer Haspeltemperatur von nur 600°C alterungsbeständig. Mithin können die Gehalte an Aluminium und Etor 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 Tiefziehstählen nicht erforderlich, so daß eine die Örtliche Verformbarkeit beeinträchtigende Zementitzusammenballung nicht eintritt und sich die Karbide demzufolge in feindisperser Verteilung beiin* den. Des weiteren ist der Bor· und Aluminium enthaltende Stahl durch ein vergrößertes Ferritkorn nach dem Warmwalzen 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 hohes. Borgehalts einen geringen r-Wert nach dem Kaltwalzen und anschließenden kontinuierlichen Glühen und somit eine geringe TiefziehbarkeiL

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 Alterungsbeständigkeit schon bei geringeren Gehalten an Aluminium und Bor ergibt Außerdem ergibt sich infolge des .liedrigeren Borgehaltes ein höherer r-Wert und ist das Gefüge nach dem Rekristallisationsglühen wesentlich gröber 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 nach dem Kaltwalzen und kontinuierlichen Glühen größer als das eines borfreien und bei hoher Temperatur gehaspelten aluminiumberuhigten Stahls; außerdem ist der Stahl alterungsbeständig

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

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

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

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 alüminiumberuhigten 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 Kohlenstoff*

gehalt höchstens 0,6% 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 Silizi'jm zugesetzt werden, wenn es auf die Festigkeit nicht ankomme 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 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 fciangangehalten unter 0,25%.

Um das Bor voll zur Wirkung zu bangen, muß der Stahl mindestens 0,003% Aluminium enthalten. Andererseits bringen Aluminiumgehalte über 0,08% keine weitere Verbesserung der Wirkung des Aluminiums und führen zu einem geringeren Reinheitsgrad, einer geringeren Ferritkorngröße und der Stahl entspricht einem aluminiumberuhigten Stahl. 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 tuch ohne höhere Haspeltemperatur sowie zu einer geringeren Härte und besseren Verformbarkeit. Außerdem enthält das Gefüge keine Zementitzusammenbalhingen bzw. keinen groben Zementit. Borgehalte unter 0,002% sind jedoch unwirksam, während Borgehalte Ober 0,005% keine weitere Verbesserung ergeben, »owie Jen 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 tuch durch die niedrige Haspeltemperatur nach dem Warmwalzen nicht verloren, so daß sich auch in diesem Falle die Karbide nach dem Kjltwalzen und Glühen in feindisperser Verteilung befinden und die Kaltvertormbarkeit, insbesondere die örtliche Verformbarkeit weiter verbessert wird.

Ein aluminiumbf uhigter Stahl enthält normalerweise 0,002 bis 0,008% Stickstoff, der sich auf die Alterungsbeitänc'igkeit und auf die Kaltverformbarkeit nachteilig tuswirkt. Höhere Stickstoffgehalte erfordern demzufolge einen höheren Zusatz an Aluminium und Bor im Hinblick auf die Alterungsbeständigkeit, der seinerseits zu einer Beeinträchtigung der Kaltverformbarkeil führt. Aus diesem Grunde enthält der Stahl höchstens 0.008% Stickstoff.

Der Gesamtgftialt an Aluminium und Bor sollte mindestens dem .'Jfachen des Stickstoffgehaltes entsprechen, um die &uten Eigenschaften des Stahls voll zu entwickeln Mit steigendem Gesamlgehalt an Alumini' Um und Bor wird d*i5 Ferritkorn kleiner, so daß bei einem Gesamtgehalt über 20 (%N) aufgrund des dem entsprechenden Alurtiiniumgehaltes die Eigenschaften des Stahls praktisch gleich denen des nur Aluminium enthaltenden Stahh sind, Aus diesem Grunde liegt der Gesamtgehalt an Aluminium und Bor unter dem 20fachen, vorzugsweise unter dem 15fachen des Stickstoffgehaltes.

Die Karbidbildner, Wolfram, Molybdän und Niob verbessern den r-Wert und die Tiefziehbarkeit. Diese Elemente sind unterhalb der obenerwähnten unteren Gehaltsgrenzen unwirksam, während sich bei, die angegebenen oberen Gehaltsgrenzen übersteigenden Gehalten nicht nur keine Verbesserung des r-Wertes ergibt, sondern auch eine höhere Härte und schlechtere

ίο KaHverformbarkeit einstellt Auch Phosphor bewirkt eine höhere Härte, verbessert andererseits jedoch den r-Wert und die Tiefziehbarkeit Phosphorgehalte unter 0,040% sind jedoch hinsichtlich des r-Wertes unwirksam, während 0,15% übersteigende Phosphorgehalte zu

Γ, keiner diesbezüglichen Verbesserung führen und eine Versprödung bewirken. Aus diesem Grunde enthält der Tiefziehstahl 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 'ior kann dabei in die Pfanne oder die Kokiüc bzw. bciin 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 findet im Hinblick auf die KaUverformbarkeit mit einer Endtemperatur oberhalb Arj statt, wenngleich auch mit einer Endtemperatur unterhalb An warmgewalzt werden kann, wenn es weniger auf die Kaltverformbark'iit dafür aber auf ein

jn 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

jj 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 Ar₁ liegen, um eiren hohen r-Wert zu erreichen.

4". Die Haspeltemperatur kann auch über 630⁰C 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

in Vermeidung eines die örtliche Verformbarkeit beeinträchtigenden Zusammenballens bzw. Vergröberns der Karbide oder zur Verbesserung des Beizveiiraltens höchstens 680° C befagen.
Bei einer niedrigen Haspeltemperatur unter 680° C

Yt 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 m't Säure gebeizt und

hd mit einer Querschnittsabnahme über 30% kaltgewalzt, danach bei einer Temperatur zwischen der Rekristallisationsiemperatur und A^ rekristijlisierend geglüht, durch ein kontinuierliches Glühen überaltert Und gegebenenfalls abschließend dressiert. Dies kann in herkömmliche/ Weise geschehen, sofern der Stahl die ängegene Zusammensetzung besitzt, kaltgewalzt sowie kontinuierlich geglüht wird. Das kontinuierliche Rekristallisationsglühen kann beispielsweise in einem zehn-

minütigen Hallen bei einer Temperatur zwischen 650°C und A3 mit anschließendem Abkühlen bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 5 bis 30°C/sec auf oder unter die Aushärtetemperatur erfolgen. Das Überaltern kann in einem 10 Sekunden bis 10 Minuten dauernden Glühen bei 200 bis 500⁰C bestehen.

Die Temperatur des Rekristallisationsglühens kann höher, beispielsweise zwischen 800"C und A3 liegen, wenn es besonders auf einen weichen Werkstoff mit guier Tiefziehbarkeit ankommt, oder geringer sein und beispielsweise 680 bis 720⁰C betragen, wenn es auf eine bessere Duktilität ankommt.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert.

Beispiel 1

In einem Konverter wurden verschiedene herkömnv liehe 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 Ars warmgewalzt und anschließend gehaspelt Die Eigenschaften des dabei anfallenden Warmbandes ergeben sich aus der nachfolgenden Tabelle IL

'tabelle I

Slah'	c-	Si	Mn	Algii	B	N	Haspel-	Ulcchdickc
							temperalur
	(%)	(%)	(⁰A)	(%)	(⁰A)	(⁰A)	(C)	(mm)
A	0,05	0,02	0,31	0,043	_	0,0052	720	2,3
B	0,05	0,02	0,31	0^043	-	0,0052	620	2,3
C	0,04	0,01	0,33	0,105	-	0,0065	640	2,3
D	0,04	0,01	0,32	0,030	ο,οοΛ	0,0057	600	2,3
E	0,05	0,02	0,29	0,045	0,0028	0,0058	615	3,2
F	0,05	0,02	0,29	0,045	0,0028	0,0058	660	3,2
G	0,06		0,33	0,028	0,0037	0,0050	600	2,7
H	0,03	"ο,οι	0,34	0,043	0,0029	0,0056	615	2,3
I	0,04	0,01	0,31	0,058	0,0036	0,0062	620	2,3
J	0,04	0,01	0,32	0,037	0,0030	0,0055	720	2,5
K	0.008	0,02	0,21	0,021	0,0031	0,0048	650	2,7
Tabelle II
	Streckgrenze	Zugfestigkeit	Dehnung		Häründex*)	Korngröße	Karbide
	(N/mm²)	(N/mm²)	(%)		(N/mm²)	(ASTM)

228 257 246

201 206 198 215 204 225 192 Ϊ87

344 377 361

332 324 318 337 329 332 308 303

45,5 42,5 46,5

47,7 49,5 47,8 48,4 48,7 48,1 46.5 50,4

9,4 9,6 9,7

8,3 8,5 8,0 8,2 8,5 8,7 8,0 7,5

zusammengeballt grob

feindispers

feindispers feindispers feindispers feindispers feindispers feindispers zusammengeballt/grob

*) Anstieg der Streckgrenze nach einem 8%-igen Recken und einem einstündigen Aushärten bei 100 C.

Wie sich aus den Daten der I abelle II ergibt, ist bei 65 während bei den nur wenig Bor enthaltenden unter die

den nur Ahiminiufn enthaltenden Vergieichsstähieft A Erfindung fallenden Siähien D bis K ein geringerer

bis C im Hinblick auf die Alterungsbeständigkeit und die Aluminiumgehalt erforderlich ist und das Haspeln bei

Härte ein Haspeln bei hoher Temperatur erforderlich, niedriger Temperatur stattfinden kann. Dabei ergibt

sich gleichwohl ein Gefüge ohne groben und zusammengeballten, die Kaltverformbarkeit beeinträchtigenden Zemeritit. Kommt es dagegen auf das Beizverhalten und die Zementitausbildung weniger an, dann kann der Stahl durch eine hohe Haspeltempefätüf weicher gemacht werden und besitzt dennoch mindestens eine ebensogute Kaltverformbarkeit wie die Vergleichsstahle. Der StaJ/i 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 und R bis Z mit der aus den

10

Tabellen III und V ersichtlichen Zusammensetzung wurden im Konverter gefrischt und stranggegossen oder nach einem herkömmlichen Blockgießen vorgewalzt. Die Brammen wurden oberhalb Ar₃ 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 700°C rekristallisierend geglüht sowie nachfolgend auf die Aushärtetemperatur abgekühlt. Das Aushärten bestand in einem fünfminütigen kontinuierlichen Glühen bei 350⁰C, dem sich ein Dressieren mit einer Abnahme: von 1 bis 1,5% anschloß. Die mechanischen Eigenschaften der in der vorerwähnten Weise hergestellten Bleche ergeben sich aus den Tabellen lV und VI.

Tabelle	III	C	IV	Si	Streckgrenze (N/mm²)	V	Si	Mn	Mn	L	Algd.	B	N	Haspel-	W	Rekristallisations	O	Nb	X 5 min.
Stähl				Zugfestigkeit (N/mm²)	C				285				lemperatur		glühen	204
	(%)		(V.)	r-Wert		(%)	(%)	(%)	377	(%)	^(%)	(%)	(C)	(%)		318	(%)
	0,04	0,01	Dehnui	(%)	0,01	0,28	0,29	1,15	0,054	—	0,0065	720	_		1,29	_
L	0,04	0,01		0,04	0,01	0,29	0,30	Λ1	OiOJil	0,0029	0,0054	620	-		An	-
M	0,03	0,02	» (»ΙΛ	0,04	0,01	0,27	0,19	37,6	0,040	0,0032	0,0057	650	-	700 C X 1 min.	37,0 ^s	-	P
N	0,05	0,01	CCV (mm)	0,03	0,02	0,28	0,21	10,3	0,045	0,0027	0,0061	700	0,03	350 C:	10,5	-	194
O	0,008	0,02	Er-Wert (mm)	0,04	0,01	0,17	0,22	6	0,031	0,0030	0,0053	700	-	-	5	0,02	308
P			0,03	0,01	0,19							-	-		-	1,58
Tabelle			0,03	0,02	οαΐ	Al_fei		M	N		0,03		-	50
Stahl		0,03	0,02	OJl			234	218		0,03		-	36,2
	0,03	0,01	OJO	(%)		347	325		-	-	11,2
Härteindex (N/mm²)	0,04	0,02	0,19	0,041		1,23	1,47		-	-	0
Tabelle	0.009			0,015		45S¹	Λ1
Stahl			0,010		37,1	36,8			Haspel
		0,012		10,7	11,0		temperatur
		0,011		0	0		fQ
Q		0,020					705
R		0,009	B	N	P Mo	620
S		0,009				650
T		0,018	(%)	(%)	■'(%■) (%)	635
U		0,022	_	0,0065	0,O14	660
V			0,0029	0,0051	0,049	630
W		0,0032	0,0064	0,017 0,03	650
X		0,0028	0,0048	0,015	720
Y		0,0Q35	0,0061	0,017	650
Z		0,0D31	0,0058	0,062	700
	0,0327	0,0045	0,055
	0,0327	0,0045	0,055
	0,0D29	0,0054	0,015
	0.OD28	0,0050	0,053

Tabelle VI

12

Streckgrenze
(N/mm²)

Zugfestigkeil (N/mm²)

Dehnung	r-Wc
CA)
41	1,16
45	1,43
45	1,41
45	1.45
44	1,62
45	1,68
45	1.60
46	1,71
45	1,21
49	1,75

CCV (mm)

Er-VVert	Härteindex
(mm)	(N/mm²)
10,0	5
10,6	0
10,7	0
10,6	0
10,5	0
10,5	0
10,7	0
10,4	5
10,4	0
11,2	0

V
W
X
Y
Z

275
239
224
234
237
240
238
220
214
201

373
350
338
347
350 351
348
337
327
323

37,6 37,0 36,9 37,0 36,9 36.9 36,7 36,6 37,3 36,0

Die Daten der Tabelle IV zeigen, daß die unter die (Erfindung fallenden Stähle weicher sind und eine fcessere Kaltverformbarkeit besitzen als der Vergleichs-•tahl 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, daB die unter die Erfindung fallenden Stähle R bis Z nicht nur älterungsbeständig londern auch weicher, duktiler und besser tiefziehbar lind als der aluminiumberuhigte und bei einer hohen Temperatur gehaspelten Vergleichsstähl Q. Außerdem besitzen sie ein? bessere Tiefzlehbarkeit 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

jö der im Vakuum entkohlte Stahl Z mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,01% eine ausgezeichnete Verformbarkeit besitzt.

Claims

Λ .J 1 C QO/1 Patentansprüche:

1. Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Stahlblech mit guter Kaltverformbarkeit, grobkörnigem Ferrit, niedriger Streckgrenze, hoher Duktilität und einem hohen r-Wert, dadurch gekennzeichnet, daß ein aluminiumberuhigter Stahl mit höchsten 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, dessen Gesamtgehalt an Aluminium und Bor das 2,7 bis 20fache des jeweiligen Stickstoffgehaltes beträgt, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen