DE2334974A1

DE2334974A1 - Aushaertbarer und hochfester stahl fuer kaltgewalztes blech

Info

Publication number: DE2334974A1
Application number: DE19732334974
Authority: DE
Inventors: Hisashi Gondo; Tsuyoshi Kawano; Hiroaki Masui; Kazuo Namba; Koji Ozaki; Joichi Sakurai; Hiroshi Takechi; Shunichi Uchida
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1972-07-11
Filing date: 1973-07-10
Publication date: 1974-07-04
Also published as: IT998222B; US3857740A; FR2192181B1; FR2192181A1

Description

No. 6-3» 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio /Japan

"Aushärtbarer und hochfester Stahl für kaltgewalztes

Blech«

In jüngster Zeit wurde die Entwicklung hochfester kaltgewalzter Stahlbleche mit hervorragender Press- bzw. Ver: formbarkeit bei hohen Temperaturen, einer Zugfestigkeit von 50 bis 70 cb, einer Streckgrenze von 40 bis 65 cb, einer Dehnung von Λ5% bis 3096 und mit einem r-Wert über 1,1 für Karosseriebleche und für Kraftfahrzeugzierteile gefordert.Bei der Herstellung eines hochfesten Stahles mit einer Zugfestigkeit von 50 bis 70 cb sind die für eine derart starke Erhöhung der Festigkeit erforderlichen Legierungselemente natürlich begrenzt,insbesondere deshalb, weil wegen des hohen Kohlenstoff äquivalente und im Hinblick auf die PunktSchweißbarkeit die üblicherweise zur Erhöhung der Festigkeit verwendeten Elemente Kohlenstoff, Silizium und Mangan nicht unbegrenzt zugesetzt werden können. Schließlich wurde auch erwogen, solche Elemente, die Karbide bilden und ein Aushärten ermöglichen,für den vorerwähnten Zweck zuzugeben. Hierfür sind Titan,Niob und

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Vanadin allgemein bekannt. Andere Wege zum Herstellen hochfester und kaltgewalzter Bleche mit den vorerwähnten Eigenschaften sind dagegen nicht bekannt. Die meisten der handelsüblichen kaltgewalzten Bleche für den Kraftfahrzeugbau sind Bleche mit einer Zugfestigkeit von ungefähr 30 cb.

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, einen aushärtbaren und hochfesten Stahl für kaltgewalztes Blech sowie ein Verfahren zum Herstellen solchen Blechs zu schaffen. Die Lösung dieser Aufgabe besteht in

1. einem Stahl mit 0,0356 bis 0,25% Kohlenstoff, höchstens 1,5% Silizium, 0*6% bis 2,5% Mangan, 0,01% bis 0,15% Aluminium, 0,01% bis 0,40% effektives Titan - (%Ti_eff)

-3,4(%N; )-1,5(%0)-1,5(%S) -, Rest Eisen und erschmel-

zungsbedingte Verunreinigungen, die der Bedingung 4(%C) - 0,6% ,-. (%Ti_eff) < 4(%C) genügt.

2. Der Stahl wird vorzugsweise als Bramme auf eine Temperatur von höchstens 1200⁰C erwärmt und warmgewalzt, wobei die "Sfälzenätemperatur beim Fertigwalzen nicht unter 870⁰C abfällt, und das Warmband bei einer Temperatur von 550°C bis 680°C gehaspelt, im Säurebad gebeizt, dann mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 30% kaltgewalzt und schließlich bei 600°C bis 900⁰C vorzugsweise oberhalb der Haspeltemperatur einem Rekristallisationsglühen unterworfen. Auf diese Weise gelingt es, mittels der Walzbedingungen und Temperaturen den Habitus der Ausscheidungsphase in gewünschter Weise zu beeinflussen.

Die Herstellung von aushärtbarem und hochfestem kaltgewalztem Stahlblech ist deswegen so komplex und schwierig, weil trotz des nach dem Kaltwalzen erfolgenden re-

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kristallisierenden Glühens sowohl eine Zugfestigkeit von 50 bis 70 cb als auch ein hoher r-Wert erzielt werden muß.

Um die erforderliche Festigkeit und Tiefziehbarkeit zu erreichen, müssen im Hinblick auf die Menge und Größe der Titankarbide die optimalen Bedingungen bestimmt und festgelegt werden. Wird beim Aufhaspeln des Warmbandes fast das gesamte feine Titankarbid ausgeschieden oder kommt es zu einem Wachstum des Titankarbidkorns, dann wird die Festigkeit nach dem Kaltwalzen und dem Rekristallisationsglühen nachteilig beeinflußt, so daß eine hohe Festigkeit, beispielsweise eine Zugfestigkeit von 50 bis 70 cb nur sehr schwer zu erreichen ist. Wird andererseits der richtige Anteil an feinem Titankarbid nicht in der richtigen Größe ausgeschieden, läßt sich die erforderliche Festigkeit und Tiefziehbarkeit nur schwer erreichen, und zwar aus folgenden Gründen: Erfolgt während des Rekristallisationsglühen die Ausscheidung des gesamten Titankarbides, dann sind die für die Festigkeit des Stahles wirksamen Ausscheidungen an feinem Titankarbid instabil, was eine zu hohe oder eine zu geringe Festigkeit zur Folge hat. Darüber hinaus sind vor dem Kaltwalzen zu wenig Ausscheidungen vorhanden, um die für die Tiefziehbarkeit erforderlichen Koagulationen zu ermöglichen.

Erfindungsgemäß wird zur Erzielung der gewünschten Festigkeit und Tiefziehbarkeit ein Teil des Titankarbids schon vorher während des nach dem Warmwalzen erfolgenden Haspeins und der Rest während des Rekristallisationsglühens zum Ausscheiden gebracht. Dabei kommt es auf die Endtemperatur des Warmwalzens, die Haspeltemperatur, die Dickenabnahme beim Kaltwalzen und die Glühtemperatur im Verhältnis zur Haspeltemperatur sowie die richtige Zusammensetzung des Stahles an.

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Wenn auch nur einer der vorerwähnten Paktoren nicht die angegebenen Werte erfüllt, dann lassen sich die gewünschten aushärtbaren und hochfesten kaltgewalzten Stahlbleche nicht herstellen.

Die Endtemperatur beim Warmwalzen liegt höher. Beim Herstellen konventionellen warmgewalzten Stahlblechs hoher Festigkeit, das ein Endprodukt darstellt, wird zum Ausscheiden etwas grobkörniger Ausscheidungen in den meisten Fällen beim Warmwalzen mit einer niedrigeren Temperatur gearbeitet. Weil die Erfindung jedoch auf ein kaltgewalztes Stahlblech als Endprodukt gerichtet ist, sollten grobkörnige Ausscheidungen beim Warmwalzen und vor dem letzten Stich vermieden werden, so daß eine höhere Endtemperatur erforderlich ist. Das Problem Zähigkeit läßt sich dann dadurch lösen, daß die feinen Titankarbidausscheidungen während des Rekristallisationsglühens vergröbert werden.

Ist die Haspeltemperatur zu hoch, dann wird fast das gesamte Titankarbid ausgeschieden oder vergröbert, was wiederum zur Folge hat, daß die Festigkeit des kaltgewalzten Blechs nicht hoch genug ist. Ist demgegenüber die Haspeltemperatur zu niedrig, dann wird nicht der richtige Anteil an Titankarbid, der im Hinblick auf die Festigkeit und Tiefziehfähigkeit erforderlich ist, während des Haspeins des warmen Bleches ausgeschieden, was zur Folge hat, daß ein beträchtlicher Anteil des feinen Titankarbides während des Rekristallisationsglühens ausgeschieden und die Festigkeit instabil wird; außerdem kann ein kaltgewalztes Blech mit guter Tiefziehbarkeit nicht hergestellt werden.

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Auch die Querschnittsabnahme beim Kaltwalzen ist für die Erfindung ein sehr wichtiger Faktor, wobei im Rahmen der Erfindung die optimale Dickenabnahme beim Kaltwalzen nicht nur derart bestimmt und festgelegt wird, daß, wie dies bei konventionellem kaltgewalztem Blech der Fall ist, ein koaguliertes Rekristaiiisationsgefüge erzielt wird, die für die Tiefziehbarkeit günstig ist, sondern auch im Hinblick darauf, daß der Anteil an inneren Fehlern (Versetzungen) , die von der Dickenabnahme abhängen, die Größe und die Menge der TiC-Ausscheidungen und die Rekristallisationstemperatur beeinflussen, so daß die optimale Dickenabnahme beim Kaltwalzen durch sie bestimmt wird.

Was das Rekristallisationsglühen betrifft, so sollte mit einer gegenüber der Haspeltemperatur beim Warmwalzen höheren Temperatur geglüht werden, weil es sonst unmöglich ist, ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech herzustellen. Das liegt darin begründet, daß die Festigkeit des kaltgealzten Stahlbleches - und dies gilt ganz besonders für die aushärtbaren Stähle - nicht leicht zu erreichen ist, daß es schließlich erfindungsgemäß wünschenswert ist, daß ein Teil des feinen Titankarbides schon vorher während des Haspeins ausgeschieden wird, um später dann während des Rekristallisationsglühens, bei dem auch der Rest des Titankarbides ausgeschieden wird, vergröbert zu werden.

Für solche Anwendungsbereiche, bei denen die Tiefziehbarkeit der wichtigste Faktor ist, muß der r-Wert groß sein, um den Anwendungsbereich für das kaltgewalzte Stahlblech beträchtlich zu erweitern.

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Aus diesem Grunde kann das Blech bzw. Band nach dem Rekristallisationsglühen erfindungsgemäß erneut mit einer
Querschnittsabnahme von mindestens 3096 kaltgewalzt werden, um dann bei 600 bis 900⁰C kontinuierlich geglüht
zu werden. In diesem Falle enthält der Stahl 0,01 bis 0,1% Niob, Vanadin, Molybdän und Wolfram, 0,03 bis 1,0% Chrom, Nickel und Kupfer, 0,01 bis 0,1% Zirkonium, Kalzium,
Magnesium und Seltene Erden, jeweils einzeln oder nebeneinander .

Beim herkömmlichen Herstellen von kaltgewalztem Blech
sind die Bedingungen für das Warmwalzen und für das KaItvalzen ebenfalls aufeinander abgestimmt. Weil aber erfindungsgemäß das Kaltwalzen und Glühen zweimal durchgeführt werden kann, müssen die unteren Werte für die Brammentemperatur und für die Fertigwalztemperatur derart eingestellt werden, daß Ti, C usw. vollständig gelöst werden. Weiterhin ist es erforderlich, die obere Grenze der Haspeltemperatur so einzustellen, daß während des Warmwalzens die Ausscheidung von Titankarbid im wesentlichen verhindert
wird. Auch für einen Stahl mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung ist der optimale Bereich der Haspeltemperatur für die Kontrolle der Menge und Größe der Ausscheidungen dann schmal, wenn, wie dies beim herkömmlichen Verfahren der Fall ist, nur einmal kaltgewalzt und geglüht wird;
andererseits braucht der untere Wert nicht so genau eingestellt zu werden.

Das Verfahren mit zweimaligem Kaltwalzen und zweimaligem Glühen zeitigt für die Ausscheidung insbesondere des
Titankarbids eine Reihe von Vorteilen.

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Dadurch, daß das feine Titankarbid während des ersten Glühens teilweise ausgeschieden wird, daß die feinen Titankarbidausscheidungen bis zu einer angemessenen Größe wachsen können und dadurch, daß der Rest des feinen Titankarbides während des zweiten Glühens nach dem Kaltwalzen ausgeschieden wird, lassen sich die gewünschte Festigkeit und die für die Tiefziehbarkeit günstige Koagulation

erreichen. In diesem Falle wird durch das erste Kaltwalzen und durch das erste Glühen das für die Festigkeit und für die Tiefziehbarkeit günstige feine Titankarbid wirkungsvoll ausgeschieden, wobei die Ausscheidungen noch gleichmäßiger sind, als dies bei dem herkömmlichen Verfahren der Fall ist, bei dem nach dem Haspeln des warmgewalzten Bleches das Endprodukt nur durch ein einmaliges Kaltwalzen und einmaliges Glühen hergestellt wird, so daß sich infolge des zweiten Kaltwalzens und des zweiten Glühens ein Blech mit einer viel höheren Festigkeit und einer besseren Tiefziehfähigkeit ergibt. In diesem Falle kann das zweite Glühen entweder im Band oder kontinuierlich durchgeführt werden, wobei wegen im Hinblick auf eine gleichmäßige Glühtemperatur das Durchlaufglühen vorzuziehen ist. Im Hinblick auf die vorerwähnte Zielsetzung sind natürlich die Bedingungen für das erste Kaltwalzen und für das erste Glühen Einschränkungen unterworfen.

So muß der untere Wert der Querschnittsabnahme beim Kaltwalzen so eingestellt werden, daß während des ersten Glühens eine gleichmäßige Ausscheidung des feinen Titankarbids erfolgen kann. Wichtig ist auch die Temperatur des ersten Glühens, daß sie nicht unter der Haspeltemperatur des warmgeliralzten Bandes liegen soll.

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Wichtig für das zweite Kaltwalzen und das zweite Glühen ist der untere Wert der Querschnittsabnahme, wobei die optimale Querschnittsabnahme im Hinblick auf die Tatsache festgelegt ist, daß der Anteil der inneren Fehler, der sich mit der Querschnittsabnahme ändert, die Menge und die Größe der Titankarbidausscheidungen, sowie die Rekristallisationstemperatur beeinflußt. Demnach wird die optimale Querschnittsabnahme nicht im Hinblick auf eine für die Tiefziehbarkeit günstige Koagulation festgelegt, wie dies bei den herkömmlichen Verfahren der Fall ist. Aus diesem Grunde ist die Querschnittsabnahme auch für das zweite Kaltwalzen wichtig.

Ebenfalls wichtig ist die Glühtemperatur, deren unterer Wert für das Ausscheiden den Rest des feinen Titankarbides, der beim ersten Kaltwalzen und beim ersten Glühen noch nicht ausgeschieden worden ist, ein wichtiger Faktor ist. Es ist jedoch nicht immer erforderlich, daß im Vergleich zum ersten Glühen beim zweiten Glühen mit einer höheren Glühtemperatur gearbeitet wird, weil beim zweiten Kaltwalzen zahlreiche Gefügefehler entstehen, so daß ungelöstes feines Titankarbid ausgeschieden werden kann. In diesem Falle ist jedoch der obere Wert der Glühtemperatur wesentlich für die Beibehaltung des für die Festigkeit erforderlichen feinen Titankarbids.

Titan und Kohlenstoff sind für das Aushärten von Stahl unerläßlich. Wichtig bei der Erfindung ist, daß dann beim kaltgewalzten Stahlblech eine zufriedenstellende Festigkeit nicht erreicht werden kann und die Zugfestigkeit 50 kg/mm beträgt, wenn die Bedingung effektiver Titan-Gehalt < 4 (%C) gegeben ist. Noch wichtiger aber ist eine gute Punktschweißbarkeit. Selbst dann, wenn die Festigkeit des Stahles ausreicht, ist die Sicherheit

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der aus dem Stahlblech hergestellten Konstruktionen nicht gewährleistet, wenn es an den Schweißstellen zu einem Abschälen kommt. Im Rahmen der Erfindung ist festgestellt worden, daß es dann zu einer Verschlechterung der Punktschweißbarkeit kommt, wenn der nicht an Titan gebundene Kohlenstoff 0,15% übersteigt. Das aber bedeutet, daß die Bedingung (%C)- 1/4 (%T±_ef£) ^ 0,1.596 erfüllt sein muß. Der Wert 1/4 (Ti _ff) entspricht etwa dem Anteil an Kohlenstoff, der an Titan gebunden ist, wohingegen (%C)-i/4 (%T± ££) dem nicht an Kohlenstoff gebundenen Titan entspricht .

Silizium und Mangan tragen ebenfalls zur Festigkeit des Stahls bei.

Der Schwefelgehalt unterliegt keinen speziellen Einschränkungen. Bei titanhaltigen Stählen verbindet sich der Schwefel mit dem Titan, wobei Sulfide in länglicher Form kaum gebildet werden, so daß gegenüber gewähnlichen Stählen der Anteil des Schwefels nicht, so stark begrenzt zu werden braucht. Was insbesondere die kaltgewalzten Stahlbleche nach der Erfindung betrifft, so sind diese Bleche so dünn, daß im Hinblick auf die Biegefähigkeit des Bleches eine eingreifende Begrenzung des Schwefelgehaltes nicht erforderlich ist.

Andererseits wiederum erreicht der r-Wert sein Maximum, wenn der Stahl 0,012 bis 0,02% Schwefel enthält. Das aber bedeutet, daß der optimale Schwefelgehalt dann festzulegen ist, wenn es auf die Tiefziehbarkeit besonders ankommt.

Beim Ausscheidungshärten werden auch andere Elemente als Titan wirksam, beispielsweise Niob, Vanadin, Molybdän und Wolfram; sie verbessern die Festigkeit und führen zu einer

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feineren Karbidausbildung, sowie besseren Tiefziehbarkeit. Chrom, Nickel und Kupfer tragen ebenfalls zu einer höheren Festigkeit bei und erhöhen die Kaltverfestigung, was wiederum zur Fdge hat, daß ein besserer Ausgleich zwischen der Festigkeit und Duktilität erzielt und die Tiefziehbarkeit, d.h. die Verarbeitung durch Pressen, weiter verbessert wird.

Zirkonium, Kalzium und Magnesium sowie die Seltenen Erden verbinden sich mit dem Schwefel zur kugelförmigen Zusammenballung von Sulfideinschlüssen und verbessern dadurch wiederum die Kerbschlagzähigkeit und das Preßformverhalten .

Jedes Element der vorerwähnten Gruppe, das in weitem Sinne zur Verbesserung der Tiefziehbarkeit zugegeben wird, bewirkt auch eine Verbesserung der Festigkeit des Stahls.

Für die Einhaltung der auf dem feinen Titankarbid basierenden hohen Festigkeit sind zumindest 0,03% Kohlenstoff erforderlich. Kohlenstoffgehalte über 0,25% führen zu keiner weiteren Verbesserung der Festigkeit, sondern im Gegenteil zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit und Schweißbarkeit. Was die Duktilität betrifft, so sollte der Kohlenstoffgehalt 0,15% nicht überschreiten.

Silizium, dessen Gehalt fallweise festgelegt werden kann, bewirkt eine Verfestigung des Stahles. Bei Zugabe von Silizium in einer Menge über 1,5% wird die Warmverformbarkeit beeinträchtigt und die Bildung von Anlaßfarben während des Glühens gefördert. Um, wie dies bei den gewöhnlichen kaltgewalzten Stahlblechen der Fall ist, eine gute Oberfläche zu erzielen, sollte der Siliziumgehalt 0,8% nicht überschreiten.

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Mangan bewirkt eine Verfestigung, so daß der Stahl
mindestens 0,6% Mangan enthält. Demgegenüber wird bei
Mangangehalten über 2,5% die Härtbarkeit erhöht, was
nicht nur eine Instabilität in der Festigkeit zur Folge hat, sondern auch die Schweißbarkeit nachteilig beeinflußt. Im Hinblick auf die Festigkeit sollte der Stahl mindestens 0,8% Mangan enthalten, im Hinblick auf die
Tiefziehbarkeit aber höchstens 1,8% Mn.

Aluminium dient der Desoxydation des Stahles. Dafür sind mindestens 0,01% Aluminium erforderlich. Übersteigt dsr Aluminiumgehalt jedoch 0,15%, kann es als Folge der Bildung von Aluminiumnitrid zu Warmbrüchigkeit kommen. Was die Duktilität betrifft, so sollte der Aluminiumgehalt 0,1% nicht überschreiten.

Titan ist ein für die Herbeiführung hoher Festigkeiten wesentliches Element. Erforderlich sind mindestens 0,01% effektives Titan. Übersteigt aber bei einem Stahl nach der Erfindung, bei dem das feindisperse Titankarbid
und das Ausscheidungshärten die wesentlichen Merkmale sind, der Gehalt an wirksamem Titan 0,40%, dann läßt sich die Festigkeit kaum noch verbessern und die Gefahr einer Versprödung ist gegeben. Weiterhin sollte im Hinblick auf die Duktilität der effektive Titangehalt 0,3% nicht übersteigen.

Im Hinblick auf den Kohlenstoff und Titangehalt wurde
festgestellt, daß deren aufeinander bezogene Relativgehalte sehr wichtig sind, desgleichen aber auch jeweils deren Gehalte selbst.

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Bei Nichterfüllung der Bedingung Ti_ef _f /C < 4 wird während des Warmhaspelns und während des Rekristallisationsglhens nur ein geringer Anteil an Titankarbid ausgeschieden, was wiederum dazu führt, daß eine Zugfestigkeit von 50 bis 70 cb nur schwer zu erreichen ist. Ist die Festigkeit von besonderer Bedeutung, dann ist ein Verhältnis Tio-f-p/C -C 3 vorzuziehen.

Eine andere wichtige Eigenschaft ist die Punktschweißbarkeit. Wenn, wie dies bereits erwähnt worden ist, der Anteil des nicht an Titan gebundenen Kohlenstoffes groß ist, dann ist eine schlechte Punktschweißbarkeit gegeben. Aus diesem Grunde muß die Bedingung (96C)-1/4 (%T±_e££) < 0,1596 erfüllt sein«

Um den Anforderungen an die Festigkeit und Schweißbarkeit gleichzeitig zu genügen, muß die Bedingung 4(96C)-0,6 < (#Ti_eff) < 4(96C) erfüllt sein.

Was die Elemente Niob, Vanadin, Molybdän und Wolfram und de.=- ren Rolle als Ausscheidungshärter betrifft, die die Festigkeit und die Verformbarkeit bzw» Tiefziehbarkeit durch Verfeinerung der Karbide verbessern, so müssen diese Elemente in einem Gehalt von mindestens 0,0196 vorhanden sein.

Wenn der Gehalt dieser Elemente dagegen 0,196 übersteigt, kommt es zu Sättigungserscheinungen und wird durch die Aushärtung des Stahles die Tiefziehbarkeit verschlechtert.

Chrom, Nickel und Kupfer bewirken eine Erhöhung der Festigkeit und verbessern zudem die Verformbarkeit bzw. Tiefziehbarkeit durch ein besseres Verhältnis von Festigkeit und

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Duktilität. Aus diesem Grunde ist es notwendig, daß diese Elemente in einem Gehalt von mindestes 0,03% anwesend sind, vorzugsweise aber in einem Anteil von mindestens 0,05%. Sind diese Elemente aber in einem Anteil über 1,0% vorhanden, dann nimmt die Pressverformbarkeit infolge Festigkeitserhöhung ab. Um weiterhin eine Beeinträchtigung des Zunders des warmgewalzten Blechs zu vermeiden, sollten diese Elemente in einem Anteil von höchstens 0,8% im Stahl vorhanden sein.

Zirkonium, Kalzium und Magnesium sowie die Seltenen Erden verbinden sich mit dem Schwefel, bilden kugelförmige Zusammenballungen und erhöhen dadurch die Schlagfestigkeit und die Verformbarkeit. Zu diesem Zweck sind mindestens 0,01% erforderlich. Übersteigt dagegen deren Gehalt 0,1%, dann kommt es zu Sättigungserscheinungen und zur Bildung von Oxydeinschlüssen, wodurch die Biegefähigkeit beeinträchtigt wird. Der Gehalt dieser Elemente übersteigt daher 0,06% nicht.

Zur Verbesserung dee r-Wertes enthält der Stahl über 0,03% Phosphor. Im Hinblick auf sekundäre Verformungsrisse ist ein Verhältnis von P/C z. 2,0 von Vorteil.

Wird die Bramme nicht auf eine Temperatur über 1200°C erwärmt, dann werden Titan und Kohlenstoff nicht vollständig gelöst und ist beim fertigen Produkt die gewünschte Festigkeit unmöglich zu erreichen. Für den Fall, daß die Festigkeit die wichtigste Eigenschaft ist, sollte die Bedingung 4(%C)-0,6% <(Ti_eff) <3(%C) erfüllt sein.

Was die Endtemperatur beim Warmwalzen betrifft, so darf diese nicht unter 870°C absinken, um ein Ausscheiden des

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Titankarbides während des Warmwalzens vor dem letzten Stich zu vermeiden und die Warmfestigkeit des kaltgewalzten Blechs zu gewährleisten. Für den Fall, daß die Festigkeit besonders wichtig ist, sollte die Endtemperatur beim Warmwalzen nicht unter 890° liegen. Im Hinblick auf die Haspeltemperatur sollte beim Warmwalzen mit einer Endtemperatur von höchstens 960° gearbeitet werden.

Ist die Haspeltemperatur zu gering, dann kann der erforderliche Teil des feinen und für die Festigkeit und Tiefziehbarkeit des Stahles günstigen Titankarbids während des Haspeins nicht vollständig ausscheiden, so daß eine zu große Teilmenge des Titankarbides während des Rekristallisationsglühens zur Ausscheidung gelangt und eine instabile Festigkeit verursacht. Gleichzeitig sind nicht genügend Titankarbide zur Bildung eines für die Tiefziehbarkeit günstigen Koagulationsgefüges vorhanden, so daß nur ein niedriger r-Wert erzielt wird. Aus diesem Grunde beträgt die Warmhaspeltemperatur mindestens 560⁰C, wünschenswert ist aber eine Haspeltemperatur über 570⁰C. Erfolgt auf der anderen Seite das Haspeln bei einer Temperatur über 680 , dann ist der größte Teil des Titankarbides, einschließlich des Teils, der während des Warmhaspeins teilweise vergröbert worden ist, während des Warmhaspeins ausgeschieden, so daß sich Bleche mit hoher Festigkeit nur sehr schwer herstellen lassen. Für den Fall, daß eine hohe Festigkeit besonders wichtig ist, sollte die Warmhaspeltemperatur 65O⁰C nicht übersteigen.

Was die Querschnittsabnahme beim Kaltwalzen betrifft, so ist bei einer Querschnittsabnahme unter 3096 ein unregelmäßiger Anteil an inneren Fehlern, beispielsweise an

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Verschiebungen gegeben, so daß ein gleichmäßiges Ausscheiden des TitankarMdes unmöglich ist und die durch Kaltwalzen induzierte Spannung für die Rekristallisation zu gering ist, was wiederum dazu führt, daß sich der Temperaturbereich für die teilweise Rekristallisation und der optimale Temperaturbereich für das Aushärten überlappen und Schwierigkeiten verursachen. Sollte die Tiefziehbarkeit der wichtigste Faktor sein, dann ist eine Querschnitisabnahme von mindestens 4056 beim Kaltwalzen erforderlich.

Was die Temperatur für das Rekristallisationsglühen betrifft, so läßt sich bei einer Temperatur unter 600°C keine vollständige Rekristallisierung. erzielen. Andererseits geht bei einer Rekristallisationstemperatur über 900⁰C ein Teil des Gefüges in den austenitisehen Zustand über und verursacht eine Instabilität der Festigkeit. Zum Ausscheiden des restlichen feinen Titankarbides, das während des Warmhaspeins nicht ausgeschieden worden ist, muß die Temperatur für das erste Rekristallisationsglühen über der Temperatur des Warmhaspeins liegen. Das zweite Glühen, das mit einer Temperatur von mindestens 60O⁰C durchgeführt wird, ist erforderlich, um den Teil des Titankarbides, der während des ersten Glühens ausgeschieden worden ist, bis zu der erforderlichen Größe wachsen zu lassen und den bis dahin noch nicht ausgeschiedenen Teil des Titankarbids fein auszuscheiden. Im Hinblick auf ein kontinuierliches Durchlaufglühen ist zur Förderung der Rekristallisation eine Glühtemperatur von mindestens 650⁰C wünschenswert.

Übersteigt andererseits die Glühtemperatur 90O⁰C, dann erfolgt eine Teilumwandlung in Austenit, was wiederum eine Instabilität der Festigkeit des Stahles zur Folge hat.

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Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des näheren erläuterte

Beispiel 1

Ein Konverterstahl wurde in üblicher Weise und nach dem Stranggießverfahren (B^, B₂, C^ und Cg) zu Brammen vergossen. Entsprechend Tabelle I wurden die Brammen sodann warmgewalzt, kaltgewalzt und geglüht, wobei als Fertigprodukt ein kaltgewalztes Blech mit einer Dicke von 1,0 und 1,6mm hergestellt wurde. Alle Bleche wurden einem Dressierwalzen bis zu 1,0% unterworfen. Die chemische Zusammensetzung, die mechanischen Eigenschaften und die Schweißbarkeit ergeben sich aus Tabelle I. In diesem Falle erfolgteaein Haubenglühen mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 20 bis 40°C/Stunde, wobei die Stähle bei unterschiedlichen Temperaturen 6 Stunden gehalten und dann im Ofen abgekühlt wurden. Andererseits wurde kontinuierlich bei sehr schnellem Aufheizen geglüht und die betreffenden Stähle wurden 2 bis 4 Min. bei verschiedenen Temperaturen gehalten und schließlich - mit Ausnahme der Stähle C. ~ und CLg - bei einer Temperatur von 400 bis 450⁰C überaltert.

Blechproben wurden unter den nachstehend angeführten Bedingungen punktgeschweißt und dann den beiden nachstehend angeführten Untersuchungen unterworfen:

Bei dem ersten Versuch wurden die Proben mit einer Vickershärte über 400 (bei einer Belastung von 10 kg) an und in der Nähe der Punktschweißstelle als schlecht definiert. (In Tabelle I kennzeichnen 0 gute und X schlechte Versuchsergebnisse) .

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Beim zweiten Versuch wurde eine durch Punktschweißung hergestellte und in Fig. 1 dargestellte Konstruktion auf -30°G abgekühlt, dann wurde ein Gewicht von 80 kg auf die Konstruktion fallengelassen um ein Abschälen oder Abblättern an der Schweißstelle festzustellen, Eine Probe, die auch nur an einem Punkte eine Abschälung oder ein Abblättern aufwies wurde als schlecht eingestuft und mit X markiert. Eine Probe ohne irgendwelche Abschälungserscheinungen wurde als gut eingestuft und mit 0 markiert.

Wie aus Tabelle II hervorgeht, zeigen alle Stahlbleche mit einer Zusammensetzung nach der Erfindung sowohl eine ausgezeichnete Tiefziehbarkeit als auch eine ausgezeichnete Schweißbarkeit, unddies bei einer Zugfestigkeit von 50 bis 70 kg/mm .

In diesem Zusammenhang sei darauf hingewiesen, daß für die Festigkeit und Punktschweißbarkeit eine Stahlzusammensetzung erforderlich ist, die der Bedingung 4(96C)-0,6 < (%T±_e££) < 4(%C) genügt. Diese Bedingung ist für hochfestes und kaltgewalztes Stahlblech dann besonders wichtig, wenn die Konstruktionssicherheit der wichtigste Faktor ist.

Ein weiterer wichtiger Punkt ist die Möglichkeit, gute Bleche auch ohne Überalterung zu erhalten; dies ist ein bemerkenswerter Vorteil im Vergleich zu konventionellem hochfestem kaltgewalztem Stahlblech.

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Beispiel 2

Konverterstähle mit der in Tabelle I aufgeführten chemischen Zusammensetzung wurden in üblicher Weise, zum Teil auch nach dem Stranggießverfahren (F₁, F₁₂) zu Brammen vergossen. Die Brammen wurden sodann zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen mit einer Enddicke von 1,Omm und 1,6 mm in der aus Tabelle I ersichtlichen Weise warmgewalzt, kaltgewalzt und geglüht. Alle Bleche wurden mit einer Querschnittsabnahme von 1,0% dressiert. Die Festigkeit, der r-Wert und die Schweißbarkeit des kaltgewalzten Bleches sind aus Tabelle I ersichtlich. In diesem Falle wurden die Stähle beim Haubenglühen mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 40°C/Stunde aufgeheizt und bei unterschiedlichen Temperaturen 6 Stunden gehalten sowie dann - mit Ausnahme der Stähle F₂ und F₁ g - bei einer Temperatur von 400 bis 450⁰C überaltert. Die Proben wurden dann in der bereits mit Beispiel 1 aufgeführten Weise untersucht. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle II zusammengesetllt.

Darüber hinaus wurden Stanz- und Lochdehnungsversuche zur Bestimmung der örtlichen Verformbarkeit durchgeführt.

Bei der Durchführung dieser Versuche wurde eine Blechscheibe mit einem Loch von 20 mm Durchmesser gestanzt. Dann wurde das Loch mit einem konischen Stempel aufgeweitet. Bei der Bewertung wurde der Prozentsatz des bis zur Rissbildung geweiteten maximalen Lochdurchmessers im Verhältnis zum ursprünglichen Lochdurchmesser bestimmt. Je größer dieser Wert ist, desto besser ist auch die örtliche Verformbarkeit.

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- -TS" -

Die Werte der Tabelle I zeigen, daß die kaltgewalzten Stahlbleche nach der Erfindung eine ausgezeichnete Tiefziehbarkeit, eine ausgezeichnete Verformbarkeit und eine ausgezeichnete Schweißbarkeit besitzen und dies bei einer Zugfestigkeit von 50 bis 70 kg/mm .

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	B1	Dicke	C	Tabelle	I	Si	Mn	P	S	Al	Ti	4 (C9$	¹ 4 (c%)	Il	ro / %
	B2	(mm)	OO			00	00	00	00	OO	00		U· O/D	It	VA/ CO
	B3	1.0	0.09		0.32	1.42	0.014	0.013	0.036	0.056			Il	co
Stahl	B4	Il	Il	Chemische Zusammensetzung	It	Il	It	It	Il	Il	0.36	-0.24	-0.04	-J
	B5	η	0.12	0.31	1.27	0.013	0.012	0.028	0.104	It	It	0.12
	B6	η	0.13	0.26	1.04	0.012	0.007	0.026	0.110	0.48	-0.12	0.12
*	B7	1.6	0.08	0.42	1.34	0.014	0.022	0.041	0.114	0.52	-0.08
	B8	π	It		It	ti	It	Il	ti	0.32	-0.28
	B9	It	0.08	0.43	1.36	0.015	0.012	0.040	0.064	It	ti
	B10	1.0	0.10	0.61	1.48	0.012	0.014	0.016	0.250	0.32	-0.28
	B11	η	0.03	0.34	1.46	0.014	0.014	0.028	0„136	0.40	-0.20
	B12	Il	0.02	0.34	1.47	0.015	0.015	0.030	0.063	0.12	-0.48
	B13	1.6	0.10	Oo 36	1.40	0„016	0.010	0.037	0.108	0.08	-0.52
	B14	1.0	0.15	0.33	0.86	0.014	0.014	0.042	0.243	0.40	-0.20
	B15	It	It	Il	η	η	It	ti	It	0.60	0
	B16	Il	η	η	Il	ti	N	It	Il	ti
	B17	η	η	η	Il	ti	Il	It	Il	It
*	B18	1.0	0.14	0.30	1.20	0.013	0.013	0.030	0.226	It
		η	0.18	0.34	1.45	0.014	0.012	0.036	0.208	0.56
*	H	0.18	0.26	1.38	0.012	0.010	0.029	0.091	0.72
*					0.72
*

Fortsetzung der Tabelle I

Chemische Zusammensetzung 4 C% 4 C%

Stahl Dicke C Si Mn P S Al Ti °'⁶⁹⁶

(mm) (96) (96) (96) (Ji) (Ji) (96)

B19 " 0.16 0.33 1.08 0_o014 0.014 0.034 0.124 0.64 0.04

B20 » 0.17 0.35 1.18 0.013 0.012 0.043 0.072 0.68 0.08

0.79 1.20 0.014 0.014 0.038 0.343 0.84 0.24

0.62 1.34 0.012 0.008 0.050 0.164 0.80 0.20

0.28 1.02 0.013 0.005 0.029 0.130 0.40 -0.20

0.34 1.42 0.012 0.014 0.034 0.125 0.48 -0.12

B25 " 0.10 0.36 1.23 0.014 0.013 0.042 0.113 0.40 -0.20

B21	1	.6	0.21
B22	Il		0.20
B 23	1	.0	0.10
B24	Il		0.1.2

° * Stähle gemäß Erfindung

Fortsetzung der Tabelle I

Ii QOn Ron 50

910	600
Il	»
930	610
850	Il
910	605
905	700
910	620
920	590
910	600
Il	610
900	Il
η	570
Il	Il
ti	Il
ti	Il
910	600
Il	580
Il	600

Glühtemperatur Walzendtemperatur Haspeltemperatur Querschnittsabnahme beim

Kaltwalzen (⁰C)

910 600 55

it ti Ii 25

50 55

It Il

it am Ann 50

" ti ^₁ η ι»

it Qnn ti 55

11 it ε;·7π 50

η ti ti ti

η ti 11 ti

It Il Il Il

55 ^

η

Fortsetzung der Tabelle I

	ι	η	«ι
	cu CvI I	Il	920
		Il	910
		Il	Il
O	Il 1150	It 890
«ο OO	1250	910
ro

GiüTitemperatur Walzendtemperatur Haspeltemperatur Querschnittsabnahme beim

_A Kaltwalzen

(⁰C) L⁰Cj L⁰Cj

605 "

605 50

575 45

580 45

600 28

580 55

500 55

Fortsetzung der Tabelle I

	I	Stahl	C1	Dicke	C	Chemische	Mn	Zusammensetzung	S	Al	Ti	4 (cji)	0.696	I
	ro OJ		C2	(mm)	OO	Si	00	P	(90	(96)	00			•H
	I	*	C3	1.0	0.11	00	1.40	00	0.013	0.042	0.084		-0.16	U W
			C4	η	0.04	0.34	1.72	0.012	0.012	0.034	0.103 .	0.44	-0.44
			C5	ti	0.12	1.19	1.28	0.012	0.014	0.026	0.124	0.16	-0.12	Φ Ca)
		*	C6	ti	Il	0.36	ti	0.013	Il	It	ti	0.48	It
			C7	Il	η	ti	Il	Il	Il	ti	Il	Il	It	* Stähle V/.61
		*	C8	It	0.18	η	1.48	Il	0.012	0.036	0.215	M	0.12
			C9	It	0.19	0.35	1.27	0.072	0.013	0.042	0.150	0.72	0.16
O «ο			C10	It	0.02	0.24	1.42	0,012	0.012	0.054	0.064	0.76	-0.52
0»			C11	It	0.04	0.36	1.32	0.013	0.014	0.072	0.184	0.08	-0.44
		*	C12	It	0.21	0.28	1.42	0.012	0.013	0.028	0.264	0.16	0.24
O			C13	N	0.21	0.34	1.44	0.013	0.013	0.032	0.203	0.84	0.24
IO			C14	η	0.10	0.38	1.29	0.012	0.010	0.042	0.134	0.84	-0.20
O		*	C15	ti	0.14	0.40	1.34	0.014	0.013	0.034	0.204	0.40	-0.04
			C16	N	0.15	0.32	1.28	0.012	0.014	0.028	0.184	0.56	0
		*	C17	η	0.03	0.30	1.34	0.016	0.012	0.036	0.058	0.60	-0.48
			C18	η	0.08	0.31	1.20	0.013	0.013	0.041	0.092	0.12	-0.28
	It		η	0.20	0.38	1.28	0.014	0.014	0.036	0.269	0.32	0.20
	*		η	0.08	0.45	1.04	0.013	0.013	0.042	0.042	0.80	-0.28
				0.36		0.014			0.32

-μ ω ta -ρ

H	ca	I	φ
Φ			H
	φ	φ	H Λ\
α		je	+>
H		ο CO
Φ
P
cd	φ
P

Φ

ca

Φ ■Ρ

O O

■μ CQ

οοοοοοοοοοο οοοοο

OJ <}■ fn Κ"\ C^s~ -^" τ~ ΚΛ OO VO CO OJ OJ CO -ϊ|" τ—

κ*\ Oj m τ- m oj ο in vo κ*\ o^ *ί ο oj t*· κ*\

τ-τ-τ-τ-τ-τ-τ-τ-τ-τ-Ο τ-τ-τ-τ-τ-

vOT-T-T-CJ\VO<tOJ<i"(D £Μ VO |f\ PJ ΙΛ OO

ΟΛ-cfvo o^-<t"vo ^f^^Γ^o ^ ν- oj vo vo ο ojtnoj<i"OjtA Oj-Ct^--^^- oj T-OJOJ

τ- in in cm φ vo ο mo\cj\i>- in τ- tncjvrn •ifin-ittn-iftocoinT-ojco in o> vo ·τ in

mNNmcocj^cMincOT-o^ t*- oj in τ- co

ο ο οοοοοο οοο

co O^ ο^ co o\ co co O^ ο <ΐ" ιη ο^

vo SSC νο — in vo vo νο ιη νο οο vo ^*- νο

φ φ

ο τ- oj κ\ <}- ιη νο

τ- C\lir\4invDN00O\rrrrrrr

PQ pqpqpqpqpqpqpqpqpqpqpqpqpqpqpq

A09827/0210

Fortsetzung der Tabelle I

Stähl Glühen Glühtemp. Zugf. Streckgr. Dehnimg r-wert

(⁰C)

(ob)

(cb)

(X)

Härte in
der

Schweißstelle

Tieitemp.-Versuch

	I m	* B17	Il	Il	70.6	58.4	18.8	1c34	0	0
	CVl	B18	Il	690	59.4	47.4	24.9	1.24	X	X
	I	* B19	Il	It	62.3	50.9	24.2	1.45	0	0
		B20	Il	690	54.4	42.3	28.8	1.38	0	X
O		* B21	Il	700	76„8	63.2	16.1	1.33	0	0
CD OD		B22	Il	700	69.0	57.3	21.2	1.09	X	X
K) ^j	B23	Il	680	53.6	41.8	29.1	1.05	0	0
>»,	B24	Il	680	42.4	30.4	39.2	1.10	0	0
O K>	B25	Il	680	70.6	60.2	16.8	0.98	0	0
O

* Stähle gemäß Erfindung

der Tabelle I

Glühtemperatur Walzendtemperatur Haspeltemperatur Querschnittsabnahme beim

Kaltwalzen

(⁰C) £C} (fCj

1250 910 600

ⁿ 910 580

" " 600

η it ti it

ti η ti it

^w 890 ■ 580 "

Il It Il It

O I

U) „λ It It ti Il

** ^w 920 600

It
CVl

to , " 910 620 »

^* η η ti ti

O η ₈₅₀ „

-> " 910 600 "

° 1150 910 " »

1250 900 585 "

ⁿ " 520 "

¹¹ " 620

¹¹ 910 600

Jg

Fortsetzung der Tabelle I

StahlGlühen Glühtemp. Zugf. Streckgr. Dehnung

C⁰C)

(cb) (cb) r-wert Härte in
der

Schweißstelle

Tieftemp.-

*	C1	Kont.	770
		Glühen	800
*	C2	ti	580
	C3	ti	850
*	C4	It	910
	C5	Il	800
*	C6	It	ti
	C7	Il	770
	C8	ti	Il
	C9	ti	800
	C10	ti	It
	C11	η	Il
	C12	η	870
*	C13	It	800
	C14	η	770
*	C15	η	770
	C16	Il	800
*	C17	It	750
*	C18	ti

55.4	43.4	28.6	1.43	O
54.3	42.4	28.9	1.44	O
89.3	88.4	3-6	0.96	O
58.3	46.0	26.6	1.36	O
38.4	25.2	42.6	1.08	O
71.2	58.0	18.9	1.45	O
69.4	57.6	19.9	1.28	X
42.5	30.2	39.4	1.38	O
40.5	21.4	40.6	1,62	O
73.1	60o4	17.4	1o46	O
71.2	58.8	19.8	1o34	X
42.4	30.6	40.8	1.18	O
60.3	48.2	27.2	1.62	O
48.6	36o3	33.6	1.12	O
55.4	42.6	27.6	1.36	O
73.4	64.2	14.8	0.99	0
72.8	59.8	17.6	1.42	O
60.6	48.3	27.6	1.51	O

O O O O O O

O O O χ

O O O O O O O

:cd S φ bO

Tabelle II

*	F1	1.0
*	F2	1.6
	F3	1.0
	F4	1,0
	F5	i.o
	F6	1.6
	F7	1.6
	F8	1.6
	F9	1.6
*	F10	1.6
	F11	1.0
	F12	Il
	F13	It
	F14	Il
	F15	1.6
	F16	Il
	F17	Il
	F18	It

Stahl Blechdicke C ST Mn P S Al "~

(mm) (*) OO OO OO 00 00 OO

0.09	0.32	1.42	0.014	0.013	It	It	0.036	0.056
0.08	0.42	1.34	0.014	0.022	It	0.041	0.114
0.15	0.33	0.86	0.014	0.014	Il	0.042	0.243
0.18	0.34	1.45	0.014	0.012	0.013	0.036	0.208
0.18	0.26	1.38	0.012	0.010	0.012	0.029	0.091
0.08	Oc36	1.24	0.016	0.013	0.010	0.036	0.082
Il	Il	ti	Il	0.014	It	Il
Il	It	Il	Il	0.013	ti	tt
Il	Il	Il	Il	0.007	tt	It
Il	ti	Il	It	0.008	Il	It
0.19	0.24	1.27	0.012	0,012	0.042	0.150
0.02	0.36	1.42	0.013	0.054	0.064
0.10	0.40	1.29	0.014	0.042	0.134
0.15	0.30	1.28	0.016	0.028	0.184
0.12	0.42	1.36	Ο» 012	0.031	0.162
0.10	0.82	0.72'	0.082	0.082	0.143
0.13	0.40	0.96	0.012	0.036	0.116
0.12	0.52	1.22	0.016	0.062	0.128

co CO

* Stähle gemäß Erfindung

Fortsetzung der Tabelle II

	I Ο\	Gruppe A	Gruppe B	Gruppe	Oo 0.	C	4 [C%)	-0.24
	CvJ I				0.		0.36	-0.28
							0.32	0
							0.60	0.12
							0.72	0.12
					0.72	-0.28 -0.28
	Nb 0.02 V 0.01 Mo 0.02	Cr 0.16	Zr SE	02 02	0.32 0.32	-0.28
409		Cr 0.34 Ni 0.18	Zr	02	0.32	-0.28
827		Cu 0.03 Ni 0.02			0.32	-0.28
/02	Nb 0.02 W 0.01				0.32
ο

Nb 0.02 Cr 0.32 Zr 0.02 Cr 0.24 SE 0.03

0.08	-0.52
0.40	-0.20
0.60	0
0.48	-0.12
0.40	-0.20
0.52	-0.08
0.48	-0.12

Stähle gemäß Erfindung

Fortsetzung der Tabelle II

	•	Walzend-	Haspel-	Querschn.-	Glühen Glühtemp	Hauben	⁰C)	770	οQuerschn.	-Glühtempi-
	Stahl.GlUh-	temp.	temp.	1.Kaltw.		glühen Il	680	800	2,Kaltw.
	temp.	(⁰C)	(⁰C)	(96)	(	It	690	800	(96)	(⁰C)
	(⁰C)	910	600	55	It	Il	750	65	750
	* F1 1250	Il	605	Il	Il	690	800	50	850
	* F2 "	900	570	50	Strangg.	Il	500	70	800
	* F3 "	910	580	55	Il	670	800	55	750
	* F4 "	ti	600 ·	It	It	800		55	750
	F5 "	900	620	60	It	750	60	800
O	* p6 '«	890	It	ti	Haubengl.	Il	It	ti
S '	* F7 it	Il	It	Il		680	It	It
N) O	* F8 ⁿ	ti	ti	It	Durchlauf-800	It	ti
^v I	* pg it	ti	Il	It	glühen	It	ti
O NJ	* F10 "	890	580	55	It	70	750
	F11 "	920	600	60	It	65	800
C	F12 ^H	850	620	55	It	70	800
	F13 "	910	6.00	Il	It	65	750
	F14 1150	900	710	60	Haubengl.	60	750
	F15 1250	910	550	75	Strangg.	60	650
	* F16 "	910	600	70	70	800
	F17 ti	Il	Il	70	70	550
	F 18^M

* Sthäle gemäß Erfindung

Fortsetzung der Tabelle II

	I	Stahl	Zugf. (ob)	Streckgr. (cb)	Dehnung 00	r-Wert	Lochdeh- nung 00	Härte in der Schweißstelle	Tieftemp.- Versuch
	I	* F1	55.4	42.6	28.8	1.72	32	0	0
		* F2	57.2	45.4	28.6	1.69	31	0	0
		F3	68.9	56.8	20.4	1.78	24	0	0
		* F4	71.6	59.6	18.1	1.68	22	0	0
		F5	61.2	49.4	23.7	1.51	28	χ	χ
		* F6	60.4	5.02	25o8	1.72	42	0	0
		* F7	58.3	49.4	28.2	1.68	43	0	0
O		* F8	59.2	48.6	27.1	1.71	40	0	0
		* F9	60.8	50.3	28.2	1.65	36	0	0
N>		* F10	61.2	51.6	25.4	1.73	35	0	0
·>.		F11	71.2	59.3	17.6	1.48	23	χ	χ
O	F12	40.2	29.6	40.7	1.59	36	0	0
O	F13	41.6	30.2	41.8	1.35	34	0	0
	F14	47.4	35.6	34.2	1.27	33	0	0
	F15	44.3	32.4	35.4	1.39	46	0	0
	* F16	53.2	42.4	28.2	1.54	45	0	0
	F17	54.3	42.6	27.2	1.19	30	0	0
	F18	70.6	67.4	9.2	1.13	14	0	0

* Stähle gemäß Erfindung

Claims

NIPPON STEEL CORPORATION No. 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio /Japan

Patentansprüche;

1. Aushärtbarer und hochfester Stahl für kaltgewalztes Blech oder Band mit 0,03% Ms 0,25% Kohlenstoff, höchstens 1,5% Si, 0,6 Ms 2,5% Mangan, 0,01 Ms 0,15% Aluminium und 0,01 Ms 0,40% Ti_eff, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, der der Bedingung 4(%C)-0,6% -c Ti_eff ^ 4(%C) genügt.

2. Stahl nach Anspruch 1, der jedoch 0,03% Ms 1,0%, Niob, Vanadin, Molybdän und Wolfram einzeln oder nebeneinander, und/oder 0,01 bis 1,0% Chrom, Nickel und Kupfer einzeln oder nebeneinander und/oder 0,01% Ms 0,1% Zirkonium, Kalzium, Magnesium und Seltene Erden einzeln oder nebeneinander enthält.

3. Stahl nach Anspruch 1, der jedoch 0,03 bis 0,20% Phosphor enthält und der Bedingung P/C <. 2,0 genügt.

4. Stahl nach Anspruch 1, der jedoch 0,012% bis 0,02% Schwefel enthält.

409827/0210

Verfahren zum Herstellen von Blech unter Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl als Bramme auf eine Temperatur von mindestens 1200⁰C erwärmt, die Bramme warmgewalzt und das Warmblech mit einer Endtemperatur von mindestens 870⁰C fertiggewalzt wird sowie bei einer Temperatur von 560 bis 68O⁰C gehaspelt wird, das Band mit Säure gebeizt, mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 3090 kaltgewalzt und bei 600 bis 90O⁰C einem Rekristallisationsglühen unterworfen wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekenn zeichnet, daß das Rekristallisationsglühen bei einer höheren Temperatur als der Haspeltemperatur erfolgt.

⁷. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Band nach dem Rekristallisationsglühen erneut mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 30# kaltgewalzt und anschließend einem Rekristallisationsglühen bei 600 bis 900⁰C unterworfen wird.

409827/0210