DE2348062B2

DE2348062B2 - Verfahren zur Herstellung eines unberuhigten alterungsbeständigen Tiefziehstahles

Info

Publication number: DE2348062B2
Application number: DE2348062A
Authority: DE
Inventors: Mitsunobu Abe; Hisashi Gondo; Kunihiko Komiya; Hiroshi Takechi; Norimasa Uehara
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1972-09-26
Filing date: 1973-09-25
Publication date: 1979-12-20
Also published as: GB1443466A; CA1019169A; US3920487A; FR2200359A1; AU470116B2; DE2348062C3; ES419110A1; FR2200359B1; IT995496B; AU6063273A; DE2348062A1

Description

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Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines unberuhigten alterungsbeständigen Tiefziehstahls mit höchstens 0,1% Kohlenstoff und höchstens 0,30% Mangan durch Warm- und Kaltwalzen sowie Dressieren.

Beim Tiefziehen wird nur eine geringe Kraft aufgewandt, um eine Faltenbildung zu vermeiden. Dabei wird das Blech von außen mittels eines Werkzeugs bzw. Stempels in eine Form gedrückt. Aus diesem Grund muß das Blech im Hinblick auf eine gute Verformbarkeit einen hohen Ä-Wert besitzen. Andererseits ist beim Strecken die für das Vermeiden einer Faltenbildung erforderliche Kraft wesentlich höher und wird lediglich ein kleiner Teil des Bleches in eine Form gepreßt, wobei nur die mit dem Preßstempel in Berührung kommenden Zonen gestreckt werden. Hierfür infrage kommende Bleche müssen vor allen Dingen einen hohen Erichsen-Wert besitzen. Darüber hinaus müssen Stähle für das Tiefziehen und Strecken eine niedrige Streckgrenze und bo hohe Dehnung besitzen.

Kaltgewalztes Blech für das Preßformen wird im allgemeinen nach dem Kaltwalzen geglüht und besitzt dann eine hohe Streckgrenzendehnung, die Ursache für das Aussehen beeinträchtigende Fließfiguren ist. Aus b5 diesem Grund wird das Blech nach dem Glühen zur Erniedrigung der Streckgrenzendehnung dressiert. Selbst nach einem Dressierwalzen erhöht sich bei einem längeren Lagern infolge der durch den gelösten Kohlenstoff und Stickstoff bewirkten Alterung die Streckgrenzendehnung wieder und besteht die Gefahr des Auftretens der Fließfiguren beim Preßformen.

Kaltgewalzte Bleche aus alterungsbeständigen oder alterungsarmen Stählen mit den vorerwähnten Eigenschaften sind üblicherweise aluminiumberuhigt und werden einem Haubenglühen unterworfen. Aluminiumberuhigter Stahl enthält Aluminium in einer Menge, die ausreicht, um den Stickstoff beim Glühen als Aluminiumnitrid abzubinden und auf diese Weise den R- Wert zu verbessern. Durch das stabile Abbinden des in fester Lösung befinlichen Stickstoffs als Aluminiumnitrid wird somit die Alterungsbeständigkeit verbessert Bei aluminiumberuhigten Stählen besteht jedoch die Gefahr, daß sich im Blockkopf Lunker bilden, die zu Fehlern im Blech führen. Aus diesem Grund muß jeder Block geschöpft werden, wodurch das Ausbringen in starkem Maß beeinträchtigt wird. Außerdem dauert das Haubenglühen zumeist über sechzig Stunden und führt demzufolge zu einer erheblichen Erhöhung der Herstellungskosten. Trotz dieser Nachteile sind kaltgewalzte Bleche mit guter Tiefziehbarkeit, Streckbarkeit und Alterungsbeständigkeit für das Preßformen von Autokarosserien bislang zumeist aus aluminiumberuhigten Stählen hergestellt worden.

Aus der deutschen Offenlegungsschrift 21 07 640 ist bereits ein Verfahren zum Wärmebehandeln eines Tiefziehstahls mit höchstens 0,1% Kohlenstoff und höchstens 0,30% Mangan bekannt, bei dem warm- und kaltgewalztes Blech bei einer Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur bis etwa 800⁰C kontinuierlich geglüht und anschließend mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit über 50°C/s bis auf eine Temperatur von 300 bis 500° C abgekühlt und alsdann bei dieser Temperatur 10 Sekunden gealtert wird. Dieses Verfahren zielt darauf ab, alterungsbeständiges Blech mit möglichst niedriger Streckgrenze und dementsprechend guter Tiefziehbarkeit durch eine kontinuierliche Wärmebehandlung herzustellen; es läßt jedoch die Bedeutung der unerwünschten Begleitelemente des Stahls außer Betracht und ist darauf abgestellt, daß sich zu Beginn des Alterungsglühens aufgrund einer hohen Abkühlungsgeschwindigkeit von der Temperatur des Lösungsglühens eine hohe Kohlenstoffübersättigung ergibt. Diese soll ursächlich für die Blechqualität sein.

Des weiteren ist aus der deutschen Offenlegungsschrift 20 64 487 ein Verfahren zum Herstellen von Kaltblech aus einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und aufeinander abgestimmten Gehalten an Mangan, Sauerstoff und Schwefel bekannt, der nach einem Warmwalzen bei 600 bis 800° C gehaspelt und anschließend in üblicher Weise kaltgewalzt und schlußgeglüht wird. Das Kaltblech soll sich gut kaltverformen bzw. tiefziehen lassen.

Des weiteren ist aus Houdremonl, »Handbuch der Sonderstahlkunde«, 1956, S. 546 bis 548 und S. 1410 bis 1415, die entschwefelnde und unter bestimmten Voraussetzungen desoxidierende Wirkung des Mangans bekannt. Aus »Werkstoffhandbuch Stahl und Eisen«, 1965, S. Q 45-1 bis Q 45-5 ergibt sich zudem, daß sich die Alterungsanfälligkeit unberuhigt vergossener weicher Stähle in Fließfiguren äußert, und daß sich dem durch ein Dressieren entgegenwirken läßt, wenngleich sich beim Altern die Anfälligkeit für Fließfiguren zurückbildet, weswegen ein Walken unmittelbar vor dem Tiefziehen erforderlich ist. Ein solches Walken ist jedoch wegen des dafür erforderlichen apparativen

Aufwandes und der Schwierigkeit beim Einhalten der erforderlichen geringen Verformungsgrade nachteilig. Außerdem darf das gewalzte Blech nicht allzu lange gelagert werden, weil sich andernfalls die durch das Walken unterdrückte Streckgrenze wieder zurückbildet und demzufolge auch wieder Fließfiguren auftreten.

Auf den Seiten T 2-2 und T 3-1 bii T 3-6 enthält das vorerwähnte Handbuch des weiteren Definitionen für die verschiedensten Glühverfahren und beschreibt dabei u.a. auch ein Rekristallisationsglühen kaitver- ι υ formten Stahls bei mindestens 600° C. Ein derartiges Glühen kann jedoch bei Stählen mit Kohlenstoffgehalten unter 0,2% im Falle einer Kaltverformung von 5 bis 20% zu einer Grobkornbildung führen, sofern die Glühtemperatur 650°C übersteigt Mit der Grobkorn- is bildung ist eine Beeinträchtigung der Tiefziehfähigkeit verbunden; dem läßt sich mit höheren Verformungsgraden entgegenwirken.

Schließlich finden sich in »Stahl und Eisen«, 1956, S. 1192, Ausführungen über die Walz-, Haspel- und 2u Giühbedingungen für Band und Blech aus aiuminiumberuhigtem Stahl. Bei einem derartigen Stahl begünstigen danach Haspeltemperaturen über Ai die Ausbildung eines globularen und tiefere Haspeltemperaturen die Ausbildung eines gestreckten Ferritkorns beim Rekristallisationsglühen von Kaltband. Bei Haspeltemperataren von 600 bis 700° C ergibt sich ein feines, globulares Ferritkorn und dementsprechend eine höher? Streckgrenze.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein j< > Verfahren zu schaffen, das ein sich insbesondere für Karosserien eignendes Tiefziehband mit ausgezeichneter Preßverformbarkeit und Alterungsbeständigkeit ergibt und keinen Aluminiumzusatz erfordert. Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, daß bei einem r, Verfahren der eingangs erwähnten Art die folgenden Maßnahmen in Kombination durchgeführt werden:

a) die Gehalte an Stickstoff, Schwefel und Sauerstoff werden durch Mangan gemäU den Abstimmungs- a» regeln

(),(X)2 χ (ppmN) - 0,03 < K < 0,17 + 0.002 χ
(ppmN) und

K = (% Mn) -

Io

% O)

F i g. 1 verschiedene Diagramme für ein isothermes und stufenweises Überaltern,

Fig.2 ein Diagramm mit den Erichsen-Werten isotherm und stufenweise überalteter Bleche und

Fig.3 ein Diagramm mit dem Temperaturverlauf beim kontinuierlichen Glühen.

Im allgemeinen sind Bleche mit gröberem Korn weicher und lassen sich besser kaltverformen; sie besitzen höhere Erichsen- und R-Werte, eine bessere Dehnung, geringere Streckgrenze und ein gutes Alterungsverhalten. Die Korngröße hängt jedoch von der chemischen Zusammensetzung und der Wärmebehandlung ab.

Mangan, Schwefel und Sauerstoff führen zu einer größeren Härte sowie schlechterer Tiefzieh- und Stickarbeit Dies ist dadurch bedingt, daß auch diese Elemente in fester Lösung sich befinden und/oder ein feinkörnigeres Gefüge durch Beeinträchtigung der Rekristallisation bewirken. Verbindet sich das Mangan jedoch mit dem Schwefel oder dem Sauerstoff zu Mangansulfid und Manganoxyd, dann kommt es nicht zu der vorerwähnten Feinkörnigkeit und Härte oder zu einer Beeinträchtigung der Rekristallisation; vielmehr ergibt sich ein grobkörniges Gefüge, das eine bessere Tiefziehbarkeit und Streckbarkeit bewirkt. In diesem Fall sind die Elemente Mangan, Schwefel und Sauerstoff jedoch schädlich, wenn sie in zu großer Menge vorliegen. Wenn der Koeffizient K

eingestellt,

b) das Warmband wird bei 600 bis [850-2,1 χ l()⁽ (% C)]¹C gehaspelt,

c) das Kaltband wird im Durchlaufofen 30 Se- .-,„ künden bis 5 Minuten bei 650 bis 9(X) C rekrislallisiercnd gekühlt,

d) das rekristallisierte Band wird im Temperaturbereich von 500 bis 2(X)¹C zweistufig künstlich gealtert, wobei die erste Stufe im Temperatur- _Vi bereich von 5(X) bis 400 C und

die zweite Stufe im Temperaturbereich von 350 bis 2(X)¹C durchgeführt wird und
zwischen den beiden Stufen stufenweise oder kontinuierlich innerhalb von zwei bis zehn Minuten die Abkühlung erfolgt.

Vorzugsweise wird das Band bei einer Temperaturvon 650 bis [1680-4,6 χ KV¹ χ (%C) - WarmwalztemperalurJ'C rekristallisierend geglüht.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand der in der Zeichnung dargestellten Diagramme des näheren erläutert. In der Zeichnung üeigt

bO K=

At.-Gew. Mn
At.-Gew.S '

At.-Gew. Mn
At.-Gew.O '

merklich unter 0 liegt, bedeutet dies, daß Schwefel und/oder Sauerstoff im Überschuß vorliegen, während, wenn K merklich größer als Null ist, dies bedeutet, daß Mangan im Überschuß vorliegt.

Demzufolge läßt sich eine ausgezeichnete Tiefzieh- und Streckbarkeit erreichen, wenn der K-Wert innerhalb bestimmter Grenzen liegt. Wie bereits erwähnt, ist ein Manganüberschuß an sich schädlich, wenngleich sich ein geringer Manganüberschuß günstig auf das Alterungsverhalten auswirkt. Größere Mengen an Mangansulfid und Manganoxyd führen beim Preßumformen zur Rißbildung. Aus diesem Grund müssen die Gehalte an Mangansulfid und Manganoxyd so niedrig wie möglich gehalten werden. Kohlenstoffgehalte über 0,1% bewirken eine Erhöhung der Härte, weswegen der Kohlenstoffgehalt höchstens 0,1 % beträgt.

Aus den bereits erwähnten Gründen muß die chemische Zusammensetzung des langsam aushärtenden, kaltgewalzten Stahls für das Preßumformen innerhalb der obenerwähnten Grenzen unter Berücksichtigung des tf-Wertes liegen. Dabei sind niedrige Stickstoffgehalte anzustreben, da Stickstoffgehalte unter 25 ppm einige der mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Tiefziehbarkeit und das Alterungsverhalten verbessern.

Durch die erfindungsgemäße sorgfältige Abstimmung der Gehalte an Mangan, Schwefel, Sauerstoff und Stickstoff und/oder die Temperaturbegrenzung beim Warmhaspeln läßt sich kaltgewalztes Blech herstellen, das als Werkstoff für Karosserieteile besonders

geeignet ist und einen Vergleich mit haubengeglühtem Blech ohne weiteres aushält.

Die kaltgewalzten Bleche können beispielsweise aus unberuhigten, gedeckelten oder beruhigtem Stahl mit verschiedenen Legierungszusälzen und Verunreinigun- > gen hergestellt werden, sofern der Kohlenstoffgehalt 0,1% nicht übersteigt und die Lehre der Erfindung berücksichtigt wird. Von entscheidender Bedeutung ist dabei die Möglichkeit, das Stahlband unter den erfindungsgemäßen Bedingungen kontinuierlich zu ι ο glühen, beim Haubenglühen werden dagegen Bunde oder Blechzuschnitte einem Lösungsglühen unterworfen und im Stapel abgekühlt, wobei die Wärmekapazität der Stapel so groß ist, daß das Aufheizen auf die Glühtemperatur etwa zehn Stunden dauert- Dement- r. sprechend langsam geht auch das Abkühlen nach dem Lösungsglühen vonstatten und dauert bis zur Raumtemperatur normalerweise mehr als einen Tag.

Da bei dem erfindungsgemäßen kontinuierlichen Glühen das Band den Ofen ungehaspelt durchläuft und sein Wärmeinhalt so gering ist, daß es kürzester Zeit auf die Temperatur des Lösungsglühens gebracht werden kann, reicht für die Rekristallisation ein dreißig Sekunden bis fünf Minuten dauerndes Glühen zwischen der Rekristallisationstemperatur und 900⁰C aus, wobei ebenso gute Ergebnisse erzielt werden wie beim Haubenglühen. Bei einer unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegenden Glühtemperatur und einer Glühzeit unter dreißig Sekunden ist die Rekristallisation ausreichend, während bei Glühtemperaturen über jo 900⁰C und Glühzeiten über fünf Minuten keine Verbesserung der Werkstoffeigenschaften festzustellen sind, andererseits jedoch die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens beeinträchtigt und der /?-Wert verringert wird.

Da die Abkühlungsgeschwindigkeit beim Haubenglühen sehr gering ist, werden die zu Beginn des Abkühlens in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffatome während des Kühlens entsprechend der Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffes im Gleichgewichtsdiagramm nach und nach ais Karbide ausgeschieden. Dementsprechend wird auch die Menge des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes geringer, bis ein Lösungshärten nicht mehr stattfindet und demzufolge die Streckbarkeit und das Alterungsverhalten des Stahls besser sind. Beim -r. kontinuierlichen Glühen ist dagegen die Wärmekapazität des durch die Aufheiz- und Lösungsglühzone des Ofens geführten Bandes so gering, daß es sehr rasch, d. h. innerhalb von zehn Minuten auf Raumtemperatur abkühlt. Demzufolge verbleibt ein wesentlicher Teil des zu Beginn des Abkühlens in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes in fester Lösung und wird die Streckbarkeit und die Alterungsbeständigkei durch ein damit verbundenes Lösungshärten beeinträchtigt. Um dem zu begegnen, wird das Band mindestens bis zur Temperatür des Überalterns abgekühlt und alsdann bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur des Lösungsglühens überaltert, um den Oberschuß an gelöstem Kohlenstoff als Karbid auszuscheiden.

Bei hoher Überalterungstemperatur ist die Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlenstoffes groß und werden die Karbide innerhalb kurzer Zeit ausgeschieden. Andererseits liegt die Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffes dabei so hoch, daß die Menge des in fester Lösung verbleibenden Kohlenstoffes groß ist und der Stahl nicht völlig überaltert ist Andererseits ist die Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlenstoffes bei niedriger Überalteningstemperatur so gering, daß für ein vollständiges Ausscheiden der Karbide lange Glühzeiten erforderlich sind. Außerdem ist die Löslichkeit des Kohlenstoffes so gering, daß die Restmenge des gelösten Kohlenstoffes sehr gering ist und demzufolge der Stahl völlig überaltert ist.

Somit wirkt sich die Wahl der Überalterungstemperatur einerseits im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit und andererseits auf die Streckbarkeit und Qualität aus. Beidem konnten jedoch die herkömmlichen Verfahren nicht gerecht werden.

Erfindungsgemäß wird nun das Band von der Glühtemperatur mindestens auf die Anfangstemperatur des Überalterns abgekühlt und zwei bis zehn Minuten mit einer Anfangstemperatur von 400 bis 500° C überaltert, wobei die Temperatur stufenweise oder kontinuierlich auf 200 bis 500⁰C verringert und die Überalterung bei 200 bis 350⁰C vervollständigt wird. Damit ist der Vorteil verbunden, daß die Karbidausscheidung infolge einer hohen Überalterungstemperatur rasch abläuft und die Restmenge des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes durch ein Überaltern bei niedriger Temperatur merklich verringert wird, während die Nachteile eines Überalterns bei hoher oder niedriger Temperatur vermieden werden und sich bei gleichzeitiger Erhöhung der Produktivität eine ausgezeichnete Kaltverformbarkeit ohne die Gefahr einer Alterung durch den in fester Lösung befindlichen Restkohlenstoff ergibt.

Das Abkühlen von der Glühtemperatur auf eine Temperatur unterhalb der Ausgangstemperatur des Überalterns sollte mit einer Geschwindigkeit von 5 bis 30°C/sec erfolgen. Während des Abkühlens von der Glühtemperatur ist die Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlenstoffes unmittelbar unterhalb der Glühtemperatur noch sehr hoch. Die Abkühlungsgeschwindigkeit in der primären Abkühlungszone sollte daher 30°C/sec nicht übersteigen, um ein Ausscheiden der Karbide in diesem Stadium zu ermöglichen. Bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit über 30°C/sec ist die Kohlenstoffübersättigung zu Beginn des Überalterns hoch und ergeben sich feinere und zahlreichere Kristallisationskeime für die Karbidausscheidung, so daß die Überalterung beschleunigt und demzufolge ein die Verformbarkeit beeinträchtigendes Ausscheidungshärten stattfindet Bei Abkühlungsgeschwindigkeiten unter 5°C/sec entfällt dagegen jeder Vorteil und wird die Produktivität beeinträchtigt. Somit handelt es sich bei der Abkühlungsgeschwindigkeit von 5 bis 30°C/sec um bevorzugte, jedoch nicht um wesentliche Werte, d. h., die gewünschten Ergebnisse lassen sich auch mit Abkühiungsgeschwindigkeiten außerhalb der vorerwähnten Bereiche erreichen.

Liegt die Anfangstemperatur beim Überaltern über 500⁰C, dann ist die Kohlenstofflöslichkeit verhältnismäßig groß und die Überalterung ohne Bedeutung. Bei Ausgangstemperaturen von 400 bis 500⁰C bilden sich dagegen bei Anwendung der vorerwähnten primären Abkühlungsgeschwindigkeit Karbide an den Korngrenzen. So beträgt beispielsweise die Kohlenstofflöslichkeit bei einem Stahl mit 0,02% Kohlenstoff bei 700° C 0,02% und bei 400⁰C 0,0036%, so daß der überwiegende Teil des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes sich zwischen diesen beiden Temperaturen an den Korngrenzen ausscheidet, während nur wenig Kohlenstoff in fester Lösung verbleibt Aber selbst diese geringe Menge des noch in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes beeinträchtigt die Streckbarkeit und die Alterungsbeständigkeit Kurz vor Beendigung des

Überalterns zwischen 200 und 350⁰C scheidet sich jedoch wiederum in fester Lösung befindlicher Kohlenstoff in Form feiner Karbide an den Korngrenzen ab, wodurch die Restmenge des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes auf einen vernachlässigbar kleinen ^r, Wert, beispielsweise auf etwa 0,004% entsprechend der Löslichkeitsgrenze für Kohlenstoff bei 300°C, verringert wird.

Die Anwesenheit geringer Mengen des obenerwähnten feinen Karbids in dem Korn ist für die Verzögerung ι ο des Alterris ohne Beeinträchtigung der Streckbarkeit günstig, was im Falle des Haubenglühens nicht zu erwarten ist. Scheidet sich der gesamte, beim Lösungsglühen in fester Lösung befindliche Kohlenstoff in Form feiner Karbide im Korn ab, dann findet das obenerwähnte Ausscheidungshärten statt und wird die Streckbarkeit beeinträchtigt, obgleich dies für ein langsames Altern von Vorteil ist

Erfindungsgemäß vergehen 2 bis 10 Minuten vom Beginn des Überalterns bei 400 bis 500⁰C bis zur Beendigung des Überalterns bei 200 bis 350⁰C, während derer die Glühtemperatur stufenweise oder kontinuierlich verringert wird. Bei einem weniger als zwei Minuten dauernden Überaltern tritt die gewünschte Wirkung nicht ein, während bei Überalterungszeiten über zehn Minuten die Vorteile des Durchlaufglühens hinsichtlich der Produktivitätssteigerung verlorengehen. Vorzugsweise dauert das Überaltern drei bis sechs Minuten und beträgt die Ausgangstemperatür dabei 400 bis 45O⁰C, während die Endtemperatur des Überalterns bei 250 bis jo 300° C liegt.

Beim erfindungsgemäßen Überaltern mit kontinuierlich abnehmender Temperatur liegt die Abkühlungsgeschwindigkeit in jedem Punkt der Überalterungszone innerhalb ±30% der mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit, die sich ergibt, wenn die Differenz der Ausgangs- und der Endtemperatur des Überalterns durch die Überalterungszeit dividiert wird. Bei stufenweiser Temperaturerniedrigung wird die Überalterungszone in mindestens zwei isotherme Zonen unterschiedlicher Temperatur unterteilt, die jeweils innerhalb ±30% der mittleren isothermen Überalterungszeit liegen, die sich ergibt, wenn die gesamte Überalterungszeit in sämtlichen isothermen Zonen durch die Zahl der isothermen Zonen geteilt wird. Die Temperatur jeder isothermen Überalterungszone wird dabei innerhalb ± 30% der mittleren Temperaturdifferenz gehalten, die sich ergibt, wenn die Differenz zwischen der Ausgangs- und der Endtemperatur des Überalterns durch die Zahl der isothermen Überalterungszonen in einer Zeit durchlaufen wird, die geringer als 50% der mittleren isothermen Überalterungszeit ist

Wenn die vorerwähnten Bedingungen nicht eingehalten werden und das isotherme Uberaltern bei 400 bis 500⁰C erfolgt, dann verbleibt eine für die Streckbarkeit schädliche Menge an Restkohlenstoff in fester Lösung und ist der Stahl nicht alterungsbeständig, auch wenn ein langes isothermes Überaltern erfolgt, da die Löslichkeit des Kohlenstoffes innerhalb des vorerwähnten Temperaturbereiches groß ist. Wenn dagegen das isotherme Überaltern ausschließlich bei 200 bis 350° C erfolgt, dann ist die Ausscheidlingsgeschwindigkeit des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes so gering, daß lange Überalterungszeiten erforderlich sind und sich keine praktisch verwertbaren Ergebnisse erzielen lassen. Insbesondere ist ein bloßes isothermes Überaltern bei 200 bis 300° C ohne Bedeutung, da sich große Mengen des in fester Lösung befindlichen Kohlenstoffes im Korn in Form feiner Karbide abscheiden und aufgrund des damit verbundenen Ausscheidungshärtens die Streckbarkeit beeinträchtigt wird. Das Überaltern erfolgt daher vorzugsweise innerhalb der oben angegebenen Grenzen.

In der sekundären Kühlzone sollte das Band im Interesse einer hohen Produktivität so rasch wie möglich bis nahe an Raumtemperatur abgekühlt werden.

Die vorstehenden Ausführungen zeigen, daß es mit dem erfindungsgemäßen Verfahren möglich ist, bei hoher Produktivität kaltgewalztes Stahlband bzw. -blech mit einer Streckbarkeit herzustellen, die sich bislang nur bei Anwendung eines Haubenglühens erreichen ließ. Dabei sind die Eigenschaften des alterungsbeständigen Bandes bzw. Bleches besonders gut, wenn das erfindungsgemäße kontinuierliche Glühen angewandt wird. In diesem Fall ist jedoch die Haspeltemperatur von großer Bedeutung.

Im Rahmen der Erfindung wird zunächst aus einem unberuhigten, gedeckelten oder beruhigten Stahl mit höchstens 0,1 % Kohlenstoff, höchstens 0,30%, vorzugsweise höchstens 0,25% Mangan, der der Bedingung

0,002 χ N (ppm) - 0,03 < .K < 0,17+ 0,002 χ Ν (ppm)

K = (% Mn) - ^(% S) - ^(% O) 32 16

genügt, kaltgewalztes Band hergestellt. Dabei wird die Haspeltemperatur nach dem Warmwalzen so eingestellt, daß die Bildung von Mangansulfid und Manganoxyd aus den obenerwähnten Gründen gefördert wird. Wenn das Warmband nach dem Warmwalzen gehaspelt wird, ist nämlich die Abkühlungsgeschwindigkeit sehr gering und wird das Band lange Zeit auf hoher Temperatur gehalten. Insbesondere wenn das Haspeln bei Temperaturen von mindestens 600⁰C, vorzugsweise mindestens 65O⁰C, erfolgt, wird die Bildung von Mangansulfid und Manganoxyd in starkem Maße gefördert Andererseits bilden sich bei zu hoher Haspeltemperatur grobe Karbide, die die Gefahr einer Rißbildung beim Preßformen mit sich bringen. Aus diesem Grund beträgt die Haspeltemperatur vorzugsweise 850 - 2,1 χ 103 χ (o/oc).

Das in der vorerwähnten Weise warmgewalzte und gehaspelte Band wird kaltgewalzt und im Durchlaufofen kontinuierlich geglüht, der zu diesem Zweck mit einer Aufheiz- und Lösungsglühzone, einer primären Abkühlungszone, einer Überalterungszone und einer sekundären Abkühlungszone ausgestattet ist

Um in der Aufheiz- und Lösungsglühzone ein hinreichend grobes Korn einzustellen, dauert das Lösungsglühen mindestens dreißig Sekunden bei einer Temperatur nicht unter der Rekristallisationstemperatur. Andererseits ergeben sich bei einem länger als fünf Minuten dauernden Lösungsglühen keine speziellen Vorteile hinsichtlich der Korngröße, sondern wird lediglich das Lösungsglühen höchstens fünf Minuten dauern. Bei zu hoher Glühtemperatur bilden sich grobe Karbide, die die Gefahr einer Rißbildung beim Preßformen mit sich bringen. Deswegen sollte die Glühtemperatur auf die Haspeltemperatur abgestellt werden. Dies ist der Fall, wenn die Temperatur des Lösungsglühens zwischen 650⁰C und

(1680 - 4,6 XlO³X (%C)-Haspeltemperatur) in "C liegt und fünf bis dreißig Sekunden geglüht wird.

Darüber hinaus sollte das sekundäre Abkühlen auf 4O⁰C so schnell wie möglich erfolgen, um eine hohe Produktivität zu erreichen. Das auf unter 40⁰C abgekühlte Band kann nach dem Verlassen der sekundären Kühlzone noch einen 1- bis l,5°/oigen Dressieren unterworfen werden, um das Auftreten einer ausgeprägten Streckgrenze zu vermeiden und etwaige Fließfiguren zu beseitigen. Außerdem kann das Blech noch gerichtet und mit Rostschutzöl oder einem festen Schmiermittel für das Preßformen versehen sowie ι ο anschließend gehaspelt werden.

Beispiel 1

Brammen aus einem im Konverter gefrischten und gedeckelten Stahl mit 0,04% Kohlenstoff, O„'23% Mangan, 0,010% Schwefel, 0,011% Phosphor, 0,01% Silizium, 0,042% Sauerstoff und 15 ppm Stickstoff, Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wurden nach einem fünfstündigen Ausgleichsglühen bei 1200° C bis auf eine Banddicke von 2,6 mm mit einer Endtemperatur von 890⁰C warmgewalzt und alsdann bei 71O⁰C gehaspelt Nach einem Säurebeizen wurde das Warmband bis auf eine Dicke von 0,8 mm kaltgewalzt und elektrolytisch gereinigt sowie anschließend zwei Minuten im Salzbad bei 700° C rekristallisie- rend geglüht Alsdann wurde das Band entsprechend den Diagrammen der F i g. 1 fünf Minuten in Salzbädern mit einer Temperatur von 600,500,400 und 300° C sowie im ölbad mit einer Temperatur von 200°C isotherm und stufenweise überaltert Die Abkühlungsgeschwindigkeit von der Glühtemperatur bis zur Ausgangstemperatur des Überaltems betrug 10 bis 15°C/sec.

Die Erichsen-Werte der verschiedenen Proben ergeben sich aus dem Diagramm der F i g. 2, dessen Proben G, H und ] unter die Erfindung fallen und sich durch besonders hohe Erichsen-Werte auszeichnen, die denen einer Vergleichsprobe X entsprechen, die vier Stunden bei 700° C haubengeglüht wurde.

Beispiel 2

Blöcke aus drei unberuhigten Konverstählen mit 0,04% Kohlenstoff, 0,22 bis 0,24% Mangan, 0,01% Silizium, 0,008 bis 0,012% Schwefel, 0,010 bis 0,012% Phosphor, 0,032 bis 0,041% Sauerstoff und 9 bis 12 ppm Stickstoff, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, wurden entsprechend Beispiel 1 warmgewalzt, gehaspelt und kaltgewalzt. Das Band wurde anschließend durch einen vertikalen Durchlaufofen mit einer elektrolytischen Bandreinigung an der Eingangsseite und einem ausgangsseitigen Dressiergerüst und ölbeschichter geführt. Dabei wurde das Band den aus dem Diagramm der Fig.3 ersichtlichen Glühzyklen a, b und c unterworfen und schließlich mit einer Querschnittsabnahme von 1,5% dressiert Die mechanischen Eigenschaften des solchermaßen behandelten Bandes sowie einer Vergleichsprobe, die aus einem vier Stunden bei 700⁰C im Bund geglühten und mit derselben Querschnittsabnahme dressierten Band stammt, ergeben sich aus der nachfolgenden Tabelle I.

Tabelle I	(a)	Ib)	(<)	Hauben
				geglüht
	18,8	21,1	26,5	19,2
Streckgrenze
kN/cm²	32,1	32,3	35,6	32,4
Zugfestigkeit
kN/cm²	47.0	42,6	38,1	46,0
Dehnung (%)	10,9	9,7	9,2	10,9
Erichsen-Wert
(mm)	40	44	53	41
Härte (HRB)

Die Daten der Tabelle I zeigen, daß sich bei einem erfindungsgemäßen Glühen (a) mit nur dreiminütigem Überaltern mechanische Eigenschaften ergeben, die denen eines im Bund geglühten Bandes entsprechen.

Beispiel 3

Verschiedene gedeckelte Stähle 1 bis 7 und ein aluminiumberuhigter Stahl 8, die sämtlich im Konverter gefrischt wurden und die aus Tabelle II ersichtliche Zusammensetzung besaßen, wurden mit einer Endtemperatur von 890 bis 900° C bis auf eine Dicke von 2,6 mm warmgewalzt, bei verschiedenen, aus Tabelle II ersichtlichen Temperaturen gehaspelt, in Säure gebeizt und zu 03 mm dickem Band kaltgewalzt Die Stähle 1 bis 6 wurden im Durchlaufofen innerhalb 70 Sekunden auf eine Temperatur von 700° C gebracht, eine Minute bei dieser Temperatur gehalten, mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15°C/sec auf die Ausgangstemperatur des Überaltems von 450° C abgekühlt, stufenweise, und zwar jeweils eine Minute bei 450⁰C, 350° C und 250° C isotherm bei Übergangszeiten von 20 Sekunden zwischen den isothermen Stufen überaltert sowie innerhalb 80 Sekunden auf Raumtemperatur abgekühlt und mit einer Querschnittsabnahme von 1 ß°/o dressiert Dagegen wurden die Bunde der Stähle 7 und 8 vier bzw. sechzehn Stunden bei 700° C kastengeglüht und alsdann mit einer Qjerschnittsabnahme von 1,5% dressiert Die mechanischen Eigenschaften der Stähle 1 bis 8 sind in der nachfolgenden Tabelle III zusammengestellt Dabei zeigt sich, daß die erfindungsgemäßen Stähle 1 und 2 jeweils eine Streckgrenze und Dehnung, einen Ä-Wert und einen Erichsen-Wert entsprechend dem haubengeglühten und aluminiumberuhigten Stahl 8 sowie eine im Vergleich zu diesem bessere Verformbarkeit besitzen. Obgleich das Alterungsverhalten etwas schlechter ist als das des aluminiumberuhigten Stahls 8 ist die Streckgrenzendehnung im Vergleich zu dem haubengeglühten und gedeckelten Stahl 7 nach dem Überaltern wesentlich geringer und ergibt eine hohe Alterungsbeständigkeit

	C	11	Mn	23 48	062	O	F	12	N Al gel.
	0,03		0,22			0,045			0,0012
Tabelle II	0,04	Si	0,19			0,038		0,0019
Stahl	0,04	0,01	0,17	S	P	0,052	832	0,0021
1	0,04	0,01	0,37	0,011	0,012	0,039	816	0,0019
2	0,07	0,01	0,19	0,011	0,011	0,031	816	0,0017
3	0,04	0,01	0,22	0,012	0,014	0,045	816	0,0015
4	0,04	0,01	0,35	0,013	0,013	0,048	608	0,0014
5	0,05	0,01	0,31	0,011	0,013	0,005	946	0,0048 0,038
6		0,01	A₂	0,011	0,010	946
7		0,01		0,013	0,012	900
8		A		0,012	0,013
Stahl	-0,006		0,194	Haspel	£	erfindungsgemäß
	0,008		0,208	temp.		erfindungsgemäß
	0,012	0,046	0,212	( O		A-Wert zu klein
1	0,008	0,041	0,208	710	787	A'-Wert und Mn zu hoch
2	0,004	- 0,029	0,204	680	766	Haspeltemp. zu hoch
3	0,000	0,214	0,200	680	766	Haspeltemp. zu niedrig
4	-0,002	0,065	0,198	680	766	kastengeglüht
5	-	0,046	-	750	703	kastengeglüht
6		0,163	570	766
7	-	570	766
8		550	745

A, = 0,002 N (ppm) - 0,03.

A₂ = 0,17 + 0,002 · N (ppm).

E = 850 - 2,1 x 10^Jx(%C).

F = 1680 - 4,6 x 10³X(V-C).

Tabelle III

Streckgrenze
(kN/cm²)

Zugfestigkeit Dehnung (kN/cm²) (%)

I-Jichsen-Wert Dehnung nach 100"1Vl h

19,9
20,1
22,6
23,2
24,1
23,8
19,8
20,2

32,8
33,0
34,1
34,4
34,8
34,5
33,1
32,4

48 47 42 41 41 42 45 47

1,73 1,69 1,38 1,26 1,48 1,25 1,30 1,72

11.1

11,2

10,3

9,8

9,6

9,8

10,8

11,0

1.3 1,5 2,8 3,2 2,3 2,7 5,2 0,0

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung eines unberuhigten altenmgsbeständigen Tiefziehstahles mit höchstens OJ % Kohlenstoff und höchstens 0,30% Mangan durch Warm- und Kaltwalzen sowie Dressieren, gekennzeichnet durch die Kombination folgender Maßnahmen

a) die Gehalte an Stickstoff, Schwefel und Sauerstoff werden durch Mangan gemäß den Abstimmungsregeln

0,002 χ (ppmN) - 0,03 < K < 0,17
+0,002 χ (ppmN) und

K = (% Mn) - ~ (% S) - ~ (% O) 32 16

eingestellt,

b) das Warmband wird bei 600 bis
[850-2,1 χ 10^J(% C)T C gehaspelt,

c) das Kaltband wird im Durchlaufofen 30 Sekunden bis 5 Minuten bei 650 bis 900⁰C rekristallisierend gekühlt,

d) das rekristallisierte Band wird im Temperaturbereich von 500 bis 200⁰C zweistufig künstlich gealtert, wobei die erste Stufe im Temperaturbereich von 500 bis 400" C und

die zweite Stufe im Temperaturbereich von 350 bis 200 C durchgeführt wird und
zwischen den beiden Stufen stufenweise oder kontinuierlich innerhalb von zwei bis zehn Minuten die Abkühlung erfolgt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Rekristallisierungsglühen bei einer Temperatur von 650 bis [1680 —4,6 χ K)³ χ (% C) - Warmwalztemperatur]⁰C erfolgt.

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