DE2357443B2 - Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Kaltband - Google Patents

Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Kaltband

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Description

27 14
eingestellt werden.
2. Verfahren nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß das Band nach dem Warmwalzen mit einer Geschwindigkeit von 10 bis 100°C/sec bis auf die Haspeltemperatur abgekühlt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Haspel bei 400 bis 550°C erfolgt.
4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Kaltband zwischen 300°C und einer Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur mit einer Aufwärmgeschwindigkeit von 3 bis 10°C/sec auf die Glühtemperatur erwärm: wird.
5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß dem Band während des Durchlaufglühens eine 1- bis 3%ige bleibende Dehnung erteilt wird.
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Kaltband oder -blech mit guter Preßverformbarkeit, bei dem ein höchstens 0,015% Kohlenstoff enthaltender Stahl mit einer Endtemperatur von 650 bis 980°C warmgewalzt, bei 300 bis 6000C gehaspelt, kaltgewalzt und das Kaltband anschließend kontinuierlich geglüht wird.
Preß verformbares Kaltband oder -blech beispielsweise für Autokarosserien muß eine ausgezeichnte Tiefziehbarkeit und Streckbarkeit sowie eine hohe Alterungsbeständigkeit besitzen.
Beim Tiefziehen bzw. Preßformen wird auf das Blech nur eine geringe Kraft ausgeübt, um eine Faltenbildung zu verhindern, und das Blech mittels eines Preßstempels in eine Form gedrückt. Demzufolge muß ein für das Preßformen geeigneter Stahl einen hohen r-Wert besitzen. Andererseits steigt während des Streckens die eine Faltenbildung vermeidende Kraft merklich an und wird nur ein geringer Teil des Blechs in die Form gedrückt, während nur die mit dem Stempel in Berührung stehenden Teile gedehnt und gepreßt werden. Hierfür muß der Stahl vor allem einen hohen Erichsen-Wert besitzen; außerdem sollte die Streckgrenze im Hinblick auf die Tiefziehbarkeit und Streckbarkeit gering, die Dehnung dagegen groß sein.
Kaltblech für das Preßformen wird im allgemeinen nach dem Kaltwalzen geglüht, besitzt danach jedoch eine hohe Streckgrenze. Wird das Blech alsdann preßverformt, dann bilden sich Fließfiguren, sogenannte > Lüderssche Linien, die das Aussehen der Oberfläche beeinträchtigen. Aus diesem Grunde wird das Blech nach dem Glühen üblicherweise dressiert, um die Streckgrenze zu erniedrigen. Bleibt das Blech danach jedoch längere Zeit bis zum Preßformen liegen, dann
Hi erreicht die Streckgrenzendehnung infolge eines durch den in fester Lösung befindlichen Kohlenstoff und Stickstoff bedingten Alterns, nach und nach wieder den alten hohen Wert, so daß sich beim Preßformen dennoch Fließfiguren bilden.
Ii Kaltblech, das auch bei einem längeren Lagern nach dem Dressieren seine ursprüngliche Streckgrenzendehnung nicht wieder erreicht, gilt als alterungsbeständig, eine Eigenschaft, die die besseren Kaltblechqualitäten aufweisen müssen.
Zum Herstellen von Kraftfahrzeugkarosserien wird ein aJlerungsbeständiges Kaltblech mit guter Tiefziehbarkeit und Streckbarkeit verwendet, das üblicherweise aus einem haubengeglühten aluminiumberuhigten Stahl besteht.
2j Das Haubenglühen dauert jedoch normalerweise über 60 Stunden, selbst wenn es sich um ein Kaltblech handelt, das nicht preßverformbar ist. Höhere Blcchqualitäten für das Preßformen zum Herstellen von Karosseneteilen müssen zudem langsam erwärmt
ω werden, um den r-Wert durch Ausscheiden von Aluminiumnitrid während des Glühens zu erhöhen, wodurch sich die Gesamtglühzeit erheblich verlängert und die Produktivität beeinträchtigt wird.
Aus der deutschen Offenlegungsschrift 20 63 605 ist
ir> bereits ein Verfahren zum Herstellen tiefziehfähigen kaltgewalzten Stahls mit unter 0,010% Kohlenstoff und unter 0,50% Mangan bekannt, bei dem die Stahlschmelze im Vakuurr entgast und ohne Fäilungsdesoxydation vergossen, warmgewalzt, kaltgewalzt und bei über
ίο 650°C schJußgeglüht wird. Das nach diesem Verfahren hergestellte Kaltband kann aus einem desoxydationsmittelfreien Stahl hergestellt sein, oder es kann der als Ausgangsmaterial verwendete Stahl ohne Rücksicht auf die Gehalte an Stickstoff und Sauerstoff beliebige Mengen Aluminium enthalten. Ähnliches gilt für das Mangan, darüber hinaus aber auch für Schwefel, Stickstoff und Sauerstoff.
Aus der deutschen Auslegeschrift 12 20 452 ist des weiteren ein Verfahren zum Herstellen von Tiefziehblech aus einem aluminiumberuhigten niedrig gekohlten Stahl mit 0,05 bis 0,12% Aluminium bekannt, bei dem Warmband auf eine Haspeltemperatur unter 650°C abgeschreckt und das Kaltband beim rekristallisierenden Schlußglühen in 0,5 bis 180 Minuten auf Temperaturen zwischen 600 und 9500C aufgeheizt sowie 0,5 bis 180 Minuten bei dieser Temperatur gehalten und nach dem Abkühlen dressiert wird. Auch bei diesem Verfahren sind für die vorerwähnten Elemente keine kritischen Gehaltsgrenzen festgelegt; dies gilt auch für den Aluminiumgehalt innerhalb der angegebenen Gehaltsgrenzen.
Insbesondere ergibt sich aus keiner der beiden Entgegenhaltungen, daß die Gehalte an Schwefel, Mangan, Stickstoff, Sauerstoff und Aluminium bestimmten Gesetzmäßigkeiten genügen müssen. Dies gilt auch unter Berücksichtigung von DIN 1623, Blatt 1, Januar 1961, da diese Norm nichts hinsichtlich der gegenseitigen Abhängigkeit der vorerwähnten Elemente enthält.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen von für das Preßverformen beim Herstellen von Kraftfahrzeugkarosserien geeignetes, kontinuierlich geglühtes Kaltblech zu schaffen, das sich durch eine besonders gute Tiefziehbark eit auszeichnet. Die Lösung dieser Aufgabe besteht bei einem Verfahren der eingangs erwähnten Art darin, daß erfindungsgemäß die Gehalte des Stahls an Mangan, Aluminium, Schwefel, Sauerstoff und Stickstoff entsprechend den Bedingungen
(% S) < (% Mn) < 0,25
(%O) < (%A1) < 0,2
eingestellt werden.
Da es sich bei Schwefel, Sauerstoff und Stickstoff um Verunreinigungen handelt, ist die Preßveriormbarkeit um so besser, je geringer der Gehalt an diesen Verunreinigungen ist. Andererseits sollen die Gehalte an Verunreinigungen aus wirtschaftlichen Gründen nicht extrem niedrig gehalten werden.
Die Erfindung basiert auf dem Gedanken, die Verunreinigungen einerseits so unschädlich wie möglich zu machen und andererseits zur Verbesserung der technologischen Eigenschaften des Stahls auszunutzen.
In üblicher Weise, beispielsweise im Konverter gefrischter Stahl enthält etwa 500 ppm Sauerstoff. Werden einem solchen Stahl 0,5 bis 2,0 kg Al/t Stahl vor dem Vergießen zugesetzt, dann bildet sich Tonerde, die entfernt wird, so daß der Sauerstoffgehalt auf etwa 50 ppm verringert wird. Durch Abbinden des Restsauerstoffs mittels Aluminium zu Tonerde kann die Stahlqualität verbessert werden. Demzufolge muß jeder Stahl Aluminium in einer Menge enthalten, die der Menge des Restsauerstoffs entspricht. Andererseits bildet das Aluminium mit dem Stickstoff nach dem Blockerstarren bei niedrigen Temperaturen Aluminiumnitrid, das ebenfalls die Stahlqualität verbessert. Aus diesem Grunde muß der Stahl auch eine dem Stickstoffgehalt entsprechende Menge an Aluminium enthalten. Aus vorstehenden Gründen enthält der erfindungsgemäße Stahl Aluminium in einer sich aus der obigen Bedingung ergebenden Menge.
Enthält der Stahl jedoch zuviel Aluminium, dann wirkt das Aluminium selbst als schädliche Verunreinigung, ganz abgesehen davon, daß höhere Aluminiumzusätze die Herstellungskosten erhöhen. Aus diesem Grunde sollte der Aluminiumgehalt höchstens 0,2%, vorzugsweise höchstens 0,06% betragen.
Aus Gründen der Qualität sollte der Stahl auch möglichst wenig Mangan enthalten. Andererseits muß der Stahl Mangan in einer Menge enthalten, die ausreicht, den Schwefel als Mangansulfid stabil abzubinden, da andernfalls Rotbruchgefahr besteht. Übersteigt der Mangangehalt jedoch 0,25%, dann ist die Festigkeit des Stahls zu hoch und wird insbesondere der r-Wert verringert. Aus diesem Grunde sollte der Mangangehalt 0,25%, vorzugsweise 0,15%, nicht übersteigen.
Auch der Kohlenstoffgehalt wirkt sich auf den r-Wert aus, weswegen der Stahl höchstens 0,015% Kohlenstoff enthalten sollte und vorzugsweise zur Erhöhung des r-Wertes im Vakuum behandelt wird.
Darüber hinaus sollte zur Verbesserung des r-Wertes und der Alterungsbeständigkeit der Kohlenstoffgehalt höchstens 0,008% betragen.
Das Aluminium kann dem Stahl vor dem Vergießen oder auch in der Schlußphase des Gitßens zugesetzt werden, wenn sich bereits eine unberuhigt erstarrte Randschicht gebildet hat und der flüssige Kern die erfindungsgemäße Zusammensetzung besitzt. Wird ein solcher Stahl kaltgewalzt, dann besteht die Oberfläche aus einer dünnen, im wesentlichen aluminiumfreien Randschicht, die ein ausgezeichnetes Haftvermögen für einen Zinküberzug besitzt.
Das Abbinden des Sauerstoffs durch dfis Aluminium zu Tonerde kommt beim Erstarren des geschmolzenen Stahls zum Abschluß, wen die Stahlzusammensetzung den erfindungsgemäßen Bedingungen genügt. Um jedoch auch den Stickstoff noch als Aluminiumnitrid stabil abzubinden, sind beim Warmwalzen und kontinuierlichen Glühen die obenerwähnten erfindungsgemäßen Bedingungen einzuhalten.
Das erfindungsgemäße Verfahren unterscheidet sich somit wesentlich von herkömmlichen Verfahren, bei
2» denen das stabile Abbinden des Stickstoffs während eines Haspeins bei hoher Temperatur nach dem Warmwalzen erfolgt.
Im Gegensatz dazu ist das erfindungsgemäße Verfahren darauf gerichtet, durch besondere Walzbedingungen schon beim Warmwalzen die Aluminium-Stickstoff-Nester zu schaffen, aus denen sich Aluminiumnitrid ausscheidet. Dies ist der Grund dafür, daß die Endtemperatur des Walzens bei 650 bis 980°C liegen muß, der Stahl alsdann rasch auf die Haspeltemperatur abgekühlt und bei 300 bis 6000C gehaspelt wird. Die vorerwähnte Endtemperatur liegt über der Aj-Umwandlung. Wenn daher der letzte Stich oberhalb Aj erfolgt, wird der Stahl rasch durch den Umwandlungspunkt abgekühlt, um die Korngrenzenfläche zu erhöhen
J5 und auf diese Weise das Ausscheiden des Aluminiumnitrids zu fördern. Erfolgt der letzte Stich dagegen unterhalb Aj, dann bleiben die Versetzungen des Warmwalzens angesichts des raschen Abkühlens zum besseren Ausscheiden des Aluminiumnitrids erhalten.
4n Wenn die Endtemperatur über 9800C liegt, findet beim Abkühlen kurz oberhalb des Umwandlungspunktes ein starkes Kornwachstum statt, so daß eine Vergrößerung der Korngrenzfläche auch nach Durchlaufen des ArPunktes nicht mehr möglich ist. Auf der anderen Seite ist die Zahl der Versetzungen bei einer Endtemperatur unter 6000C so groß, daß das Aluminiumnitrid während der nachfolgenden Verfahrensschritte zu fein wird und der Stahl außerhalb der Erfindung liegt.
Bei einer Haspeltemperatur über 6000C treten die Versetzungen während des langsamen Abkühlens nach dem Haspeln wieder auf oder ergeben sich zu grobe Aluminiumnitride, so daß sich die angestrebten technologischen Eigenschaften nicht erreichen lassen.
Andererseits ist bei einer Haspeltemperatur unter 3000C die Diffusionsgeschwindigkeit des Aluminiums und des Stickstoffs so gering, daß keine Aluminium-Stickstoff-Nester entstehen, die zum Ausscheiden von Aluminiumnitrid während der nachfolgenden Verfah-
fao rensstufen führen.
Aus diesem Grunde beträgt die Endtemperatur des Warmwalzens bei dem erfindungsgemäßen Verfahren 650 bis 9800C und erfolgt das Haspeln bei 300 bis 6000C, so daß sich dicht verteilte Aluminium-Stickstoff-Nester
b5 als Vorstadium des Ausscheidens von Aluminiumnitrid bilden.
Vorzugsweise liegt die Endtemperatur des Warmwalzens bei 700 bis 8000C und beträft die
schwindigkeit bis auf die Haspcltemperatur von beispielsweise400bis 500°Cdann lObis 100°C7sec.
Liegt die Abkühlungsgeschwindigkcit unter IO°C7sec, dann ist die Erhöhung der Korngren/enflächc während des Durchgangs durch A1 gering und bilden sich die Versetzungen des Warmwalzens teilweise wieder, so daß nicht der volle Erfolg eintritt. Andererseits ergibt sich bei einem zu schnellen Abkühlen mit einer Abkühlungsgcschwindigkeit über IOO"C/sec im industriellen Maßstabe keine gleichmäßige Abkühlung und wird die Blechqualität beeinträchtigt.
Bei einem Stahl mit beim Warmwalzen gebildeten feindispersverteilten Aluminium-Stickstoff-Nestern kann sich das Aluminiumnitrid ohne Schwierigkeiten auch während eines kontinuierlichen Glühens bilden, das durch ein rasches Erwärmen und kurzes Halten des Kaltbandes gekennzeichnet ist, so daß der gesamte Stickstoff durch das Aluminium stabil abgebunden wird. Außerdem ergeben sich zahlreiche Gitterfehlstellen an der Grenzfläche zwischen Aluminiumnitrid und dem Grundgefüge, die als Ausscheidungspunkte für den Kohlenstoff fungieren, so daß sich der Kohlenstoff beim raschen Abkühlen nach dem Halten oder während eines Überalterns in kurzer Zeit vollständig ausscheidet. Vorzugsweise wird dem Band während des Durchlaufglühens eine zu einer 1 - bis 3°/oigen bleibenden Dehnung führende Zug- oder Biegespannung erteilt. Außerdem beträgt die Erwärmungsgeschwindigkeit zwischen 3000C und einer Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur vorteilhafterweise 3 bis 10°C/sec. Auf diese Weise werden besonders günstige Voraussetzungen für die Bildung des Aluminiumnitrids aus den Aluminium-Stickstoff-N es tern geschaffen.
Die Erfindung wird nachfolgend an Hand von Ausführungsbeispielen und der in der Zeichnung wiedergegebenen Diagramme des näheren erläutert. Die beiden Diagramme der Fig. la und Ib geben die Abhängigkeit des r-Wertes und des Reckalterungs-Wertes von der Haspeltemperatur eines Stahls gemäß Beispiel 2 wieder.
Beispiel 1
Im Konverter gefrischte und im Vakuum behandelte Stähle mit der sich aus Tabelle I ergebenden Zusammensetzung werden zu Blöcken vergossen. Die Blöcke wurden mit einer Endtemperatur von 780°C gewalzt, bei einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von 23°C/scc bis auf die Haspcltcmperatur abgekühlt und bei 450°C warmgehaspelt, in Säure gebeizt, mit einer Querschnittsabnahme von 80% bis auf eine Enddicke von 0,8 mm kaltgewalzt. Das Kaltband wurde dann 1 Minute bei 7000C rekristallisiercnd geglüht und 3 Minuten bei 3500C kontinuierlich überaltert, wobei es wiederholt mittels einer Herdrolle gebogen und ihm eine bleibende Dehnung von 2,5% erteilt wurde. Danach wurde das Band mit einer Querschnittabnahme von 1% dressiert. Der Vergleichsstahl C-I wurde nicht vakuum-
K) behandelt und außerdem 4 Stunden bei 7000C haubengeglüht sowie alsdann mit einer Querschnittsabnahme von 10% in ähnlicher Weise dressiert. Die mechanischen Eigenschaften der einzelnen Stäbe ergeben sich aus der nachfolgenden Tabelle II. Dabei fallen die Stähle A-2 bis A-7, B-I und B-2 unter die Erfindung, während die Stähle A-I, A-8 und der Vergleichsstahl C-I außerhalb liegen.
Die Proben der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stähle A-2 bis A-7 besitzen eine höhere Streckgrenze, Dehnung, einen höheren Erichsen- und einen höheren r-Wert als die Stähle B-1 bis C-1; außerdem besitzen sie eine geringere Streckgrenzendehnung nach dem Aushärten. Hieran zeigt sich deutlich, daß der nach dem erfindungsgemäßen
2~> Verfahren behandelte alterungsbeständige Stahl eine ausgezeichnete Preßverformbarkeit besitzt. Hinzu kommt, daß der Reckalterungswert wesentlich geringer ist als derjenige des nach dem in der japanischen Auslegeschrift Sho 47-334 09 beschriebenen Verfahren behandelten Vergleichssiahls.
Beispiel 2
Ein Block aus einem Stahl mit der Zusammensetzung des Stahls B-2 gemäß Tabelle I wurde mit einer Endtemperatur von 600 bis l000°C warmgewalzt, bei verschiedenen Temperaturen von 200 bis 800"C warmgehaspelt und alsdann entsprechend Beispiel 1 weiterbehandelt. Die r-Werte und Reckalterungs-Werte der einzelnen Proben ergeben sich aus den Diagrammen der Fig. la und Ib. Der Kurvenverlauf zeigt dabei deutlich, daß sich bei einer Endtemperatur von 650 bis 9800C und einer Haspeltcmperatur von 300 bis 600"C ein hoher r-Wcrt einerseits und ein niedriger Reckallerungs-Wert andererseits ergibt. Beides spricht dafür, daß die Preßverformbarkeit und Alterungsbeständigkeit ausgezeichnet sind.
Tabelle
Stahl C
("Zn) 		Mn S ο N ΛΙ 55 (>llS) U (% N)
27X2 (%())
0,013 0,29 0,011 0,038 0,0041 0,008 0,0064 I f) x .1 /u viel O2
A-I 0,009 0,20 0,014 0,012 0,003 H 0,017 0,0081 0,045 Al-Zusatz vor
dem Vergießen
A-2 0,012 0,21 0,009 0,0OH 0,0042 0,019 0,0052 0,015 Al-Zusatz in dem lilockkurn
A-3 0,014 0,10 0,012 0,004 0,0035 0,020 0,0069 0,017 Al-Zusatz vor
dem Vergießen
A-4 0.011 0,1 H 0,012 0,003 0,0029 0,029 0,0069 0,011 Al-Zusut/ in dem IJloukkern
Λ-5 (1,0(19 0.1 I 0,007 0,003 0,0046 0,041 0,0040 0,009 Strangguß
Λ-fi 0,012
Fortsetzung
Stahl C Mn S O N Al 55 γΑ (%N) Al-Zusatz in dem Blockkern
27X2 (»/« zuviel Aluminium
16X3 (/°( vakuumbehandelt
A-7 0,009 0,17 0,008 0,004 0,0031 0,055 0,0046 0,008 vakuumbehandelt
\-8 0,014 0,20 0,009 0,004 0,0042 0,078 0,0052 0,013 Vergleichsstahl
B-I 0,006 0,17 0,007 0,003 0,0039 0,036 0,0040 0,011
B-2 0,003 0,09 0,007 0,003 0,0042 0,010 0,0040 0,011
C-I 0,04 0,31 0,012 0,004 0,0043 0,42 0,0069 0,016
Tabelle II
Stahl Streckgrenze Zugfestigkeit Dehnung Erichscn-Wert r Streckgrenzen Reckalte-
1,22 dehnung nach rungswert
1,82 100 C/60 min
N/mm2 N/mm2 (%) (mm) 1,86 (%) N/mm2
A-I 192 327 44,3 10,3 2,01 2,2 35
A-2 188 320 47,5 11,6 1,82 0,4 11
A-3 163 322 48,0 11,7 2,20 0,3 07
A-4 161 317 48,5 11,9 1,82 0,2 05
A-5 173 319 47,8 11,6 1,68 0,2 06
A-6 162 316 49,1 12,0 23,8 0,4 04
A-7 173 314 47,9 11,8 24,5 0,3 05
A-8 188 323 46,1 11,4 1,68 0,2 05
B-I 150 312 49,8 12,1 0,0 02
B-2 137 306 51,0 12,3 0,0 01
C-I 198 323 46,3 11,2 0,6 13
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims (1)

Patentansprüche:
1. Verfahren zum Herstellen von alterungsbeständigem Kaltband oder -blech mit guter Preßverformbarkeit, bei dem ein höchstens 0,015% Kohlenstoff enthaltender Stahl mit einer Endtemperatur von 650 bis 980°C wormgewalzt, bei 300 bis 6000C gehaspelt, kaltgewalzt und das Kaltband anschließend kontinuierlich geglüht wird, dadurch gekennzeichnet, daß die Gehalte des Stahls an Mangan, Aluminium, Schwefel, Sauerstoff und Stickstoff entsprechend den Bedingungen
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8281 Inventor (new situation)

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8230 Patent withdrawn