DE2364602B2

DE2364602B2 - Verfahren zum Herstellen kaltverformten Tiefziehblechs

Info

Publication number: DE2364602B2
Application number: DE19732364602
Authority: DE
Inventors: Mitsunobu Abe; Hisashi Gondo; Kazuo Namba; Hiroshi Takechi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1972-12-28
Filing date: 1973-12-24
Publication date: 1979-05-17
Also published as: FR2212433A1; IT1002388B; FR2212433B1; DE2364602A1; JPS4989622A; BE809079A; GB1453460A; BR7310201D0; JPS5338691B2; CA998320A

Description

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Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen kaltverformten Tiefziehblechs aus einem beruhigten Stahl mit höchstens 0,08% Kohlenstoff, höchstens 0,50% Mangan, und höchstens 0,020% Schwefel, bei dem Blöcke warmgewalzt, das Band warmgehaspelt, kaltgewalzt und geglüht wird.

Die gute Tiefziehbarkeit aluminiumberuhigter Stähle ist bekannt. Diese Stähle werden dort eingesetzt, wo wie bei der Karosserieherstellung eine gute Kaltverformbarkeit erforderlich ist; sie werden üblicherweise zunächst warm- und dann kaltgewalzt sowie haubengeglüht. Obgleich die aluminiumberuhigten Tiefziehstähle wegen des stabilen Abbindens des Stickstoffs als Aluminiumnitrid alterungsbeständig sind, besitzen sie eine unzureichende Tiefziehbarkeit, die in einem verhältnismäßig niedrigen r-Wert von 1,4 bis 1,7 zum Ausdruck kommt Demzufolge kann es bei starker Verformung wie beim Herstellen von Kotflügeln zu einer Rißbildung kommen. Ein weiterer Nachteil beim Herstellen aluminiumberuhigter Stähle mit einem r-Wert von 1,4 bis 1,7 besteht darin, daß das Haubenglühen angesichts der erforderlichen langen Glühzeit außerordentlich unwirtschaftlich ist Das Hnubenglühen gilt jedoch als unerläßliche Voraussetzung für einen akzeptablen r-Wert

Aus der deutschen Auslegeschrift 19 10 762 ist es bereits bekannt, einen mit Aluminium kernbenmigten Stahl mit 0,02 bis 0,06% Kohlenstoff, 0,08 bis 0,18% Mangan, 0,004 bis 0,02% Schwefel und über 0,01% säurelöslichem Aluminium sowie einem Verhältnis von Mangan zu Schwefel über 7 zum Herstellen von Kaltblech mit hoher Kaltverformbarkeit zu verwenden. Desweiteren ergibt sich aus der deutschen Offenlegungsschrift 20 62 037 die Möglichkeit, beim Herstellen kaltgewalzten Tiefziehstahls die Haspeltemperatur im Bereich von 630 bi> 730"C in Abhängigkeit von den Gehalten an Kohlenstoff und Mangan einzustellen.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen kaltverformten Tiefziehblechs zu schaffen, mit dem sich einem Tiefziehstahl der eingangs erwähnten Zusammensetzung eine optimale Tiefziehbarkeit, d.h. ein möglichst hoher r-Wert verleihen läßt. Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, daß dieser Stahl mit einem Aluminiumgehalt oder Aluminiumäquivalenten anderer Oxyd- und/oder Nitridbildner von

(% Al) - 54/48 (% O) > 2(% N)

mit in die umrandeten Felder des Diagramms der F i g. I fallenden Gehalten an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel bei Kohlenstoffgehalten über 0,01% in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt entsprechend den Feldern I und Π des Diagramms der F i g. 3 warmgehaspelt wird.

Auf diese Weise läßt sich ohne eine schädliche Kohlenstoffalterung ein kontinuierlich geglühtes Tiefziehblech mit einem hohen r-Wert von 1,4 bis 2,1 herstellen.

Die Erfindung wird nachfolgend an Hand von Ausführungsbeispielen und der in der Zeichnung dargestellten Diagramme des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigt

Fig. 1 ein Diagramm, aus dem sich die im Hinblick auf einen hohen r-Wert erforderlichen Gehalte des Stahls an Mangan, Schwefel und Kohlenstoff ergeben,

F i g. 2 ein Diagramm, aus dem sich die Abhängigkeit des r-Wertes von der Haspeltemperatur ergibt,

F i g. 3 ein Diagramm, das unter Zugrundelegung des Diagramms der Fig.2 erstellt wurde und die für die Tiefziehbarkeit kritischen Haspeltemperaturen in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt ergibt, und

Fig.4 die Abhängigkeit des r-Wertes von der Haspeltemperatur.

Die der Erfindung zugrunde liegenden Versuche haben zunächst den Einfluß der Gehalte an KoWenstoff, Mangan und Schwefel auf die Eigenschaften eines Tiefziehbleches aus beruhigtem Stahl erwiesen. Optimale Eigenschaften lassen sich erreichen, wenn der Stahl

höchstens 0,08% Kohlenstoff, höchstens 0,50% Mangan und höchstens 0,020% Schwefel enthält Kohlenstoffgehalte über 0,08% erhöhen die Härte und beeinträchtigen die Verformbarkeit ganz erheblich. Ähnlich wirken sich Mangangehalte über 0,50% aus, während Schwefelgehalte über 0,020% Retbruchgefahr mit sich bringen, der jedoch durch höhere Mangangehalte entgegengewirkt werden kann. Die in dieser Hinsicht erforderlichen Gehalte an Mangan und Schwefel beeinträchtigen jedoch andererseits die Kaltverformbarkeit des Bleches, ι ο

Aus ?iem Diagramm der F i g. 1 lassen sich diejenigen Gehalte an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel entnehmen, die bei einem erfmdungsgemäß kontinuierlich geglühten, beruhigten und kaltgewalzten Stahl zu Blechen mit verbesserter Tiefziehbarkeit führen. Der die Tiefziehbarkeit kennzeichnende r-Wert entspricht dem Ve:MItnis von relativer Breitendehnung zu relativer Dickendehnung beim Zugversuch an Blechen. Er stellt einen Maßstab für die mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Tiefziehbarkeit von Blech dar. Anstelle des gerichteten r-Wertes bedient man sich häufig auch des mittleren r-Wertes, der sich mit besserer T.efziehbarkeit erhöht Übliche beruhigte Stähle besitzen einen r-Wert von etwa 13 und haubengeglühte, aluminiumberuhigte Stähle einen r-Wert von etwa 1,6.

Das Diagramm der F i g. 1 unterscheidet die vier Kohlenstoffbereiche von höchstens 0,01%, 0,01 bis 0,02%, 0,02 bis 0,03% und höchstens 0,08%, für die aus dem Diagramm je ein in bestimmter Weise umrandetes Feld ersichtlich ist Die betreffenden Feldlinien bzw. Umrandungen legen dabei die für den jeweiligen Kohlenstoffgehalt bzw. -bereich geltenden Geraden und Kurven, d. h. die Gehalte an Mangan und Schwefel und deren gegenseitige Zuordnung fest Dabei gehören die auf der Abszisse aufgetragenen Schwefelgehalte zu den Geraden, während die Kohlenstoffgehalte zu den beiden Mn-Kurven gehören.

Für alle Gehalte an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel gilt rudern die Bedingung, daß das Verhältnis von Mangan zum Schwefel 7 bis 30 betragen muß.

Der Kohlenstoffbereich bis 0,01% ist im Diagramm der Fig. 1 durch die Eintragung »C < 0,01« und die dünnen ausgezogenen Feldlinien gekennzeichnet. Entsprechend den dünnen Feldlinien ergibt sich zunächst ein durch die Linien 0,10% Mangan, 0,50% Mangan sowie die Ordinate und 0,02% Schwefel gekennzeichnetes Feld, aus dem die beiden Linien Mn/S = 7 und Mn/S = 30 den erfindungsgemäßen Bereich herausschneiden. Wegen des r^drigen Kohlenstoffgehaltes besteht in diesem Fall keine besondere Beziehung zwischen dom Mangangehalt und dem Kohlenstoffgehalt, wie aus dem Fehlen einer entsprechenden Kurve ersichtlich ist

Somit gelten aufgrund des Diagramms der F i g. 1 für Kohlenstoffgehalte bis 0,01% folgende Bedingungen:

0,10 bis 0,50% Mangan
Mn/S = 7 bis 30
Höchstens 0,020% Schwefel

Der sich anschließende Kehlenstoffbereieh von 0,01 eo bis 0,02% ist im Diagramm der F i g. 1 durch die Eintragung »C = 0,01 ~ 0,02« sowie durch die gestri- oder chelt markierten Feldlinien gekennzeichnet. Damit ergibt sich ein von den Linien 0,10% Mangan, Mn/S =15, Mn - I₁V S = 0,17 und Mn/S = 30 umgrenztes Feld. lnnerhalH dieses Feldes wird der Mangangehalt über 0,10% entsprechend der Mangan-Kurve in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt eingestellt Damit sind für diesen Kohlenstoffgehalt die Bedingungen wie folgt festgelegt:

Mn = 0,10 bis (0,17 + 1,7S)
Mn/S = 15 = 30
Mn = 0,01/C - 0,04

Im Vergleich zu einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,01 % verschieben sich mit der Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes die Gehalte an Mangan und Schwefel zu geringeren Werten, d. h. der Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes wirkt eine Verringerung des Mangangehaites entgegen, da der Kohlenstoffgehalt bei der Mangan-Gleichung

(Mn = 0,01/C - 0,04)

im Nennersteht.

Für den nächstfolgenden Kohlenstoffbereich von 0,02 bis 0,03% gilt im Diagramm die Feldeintragung »C = 0,02 ~ 0,03« bzw. die strich! ^:°rt gezeichnete Linienmarkierung. Demzufolge wird ims Feld durch die Linien 0,10% Mangan, Mn/S~ = 12, Mn -1,7S = 0,17 und Mn/S = 30 umgrenzt Innerhalb dieses Feldes wird der Mangangehalt mit Hilfe der Mangan-Gleichung in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt eingestellt Demzufolge gelten für den Kohlenstoffbereich von 0,02 bis 0,03% folgende Bedingungen:

Mn = 0,10bis(0,17 +
Mn/S = 12 bis 30
Mn = 0,01/C - 0,04

1,7S)

Für den oberen Kohlenstoffbereich von 0,03 bis 0,08% gelten schließlich die Feldeintragung »C < 0,08« sowie die dick ausgezogene Linienmarkierung. Demzufolge ist das Feld durch die Feldlinien 0,10%, Mn/S = 7, 0,02% Schwefel, Mn -1,7S = 0,25 und Mn/S = 30 umgrenzt, innerhalb dessen der Kohlenstoffgehalt entsprechend der dick ausgezogenen Mangan-Kurve

(Mn = 0,02/C - 0,04)

eingestellt wird, wie dies in dem Diagramm dargestellt ist.

Demzufolge gelten für den Kohlenstoffbereich von 0,03 bis 0,08% die folgenden Bedingungen:

Mn = 0,10 bis (0,25 +
Mn/S = 7 bis 30
Mn = 0,02/C - 0,04
S höchstens 0,020

1,7S)

Außer den sich aus vorstehendem ergebenden Bedingungen muß das Haspeln entsprechend der grafischen Darstellung in den Fig. 2 und 3 mi: Ausnahme des Kohlenstoffbereiches unter 0,01% erfolgen.

Um nun den Schwefelgehalt, ausgehend von vorgegebenen Gehalten an Mangan und Kohlenstoff, zu bestimmen, braucht nur ein Punkt innerhalb der Linien und der Kurven entsprechend den Gleichungen

^(Mn) =

^(Mn) - $

ausgewählt zu werden. Der auf der Abszisse aufgetragene Kohlenstoffgehalt dient dabei lediglich der Festle-

gung der Kurven, d. h., solange die Gehalte an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel innerhalb der sich aus dem Diagramm der Fig. 1 ergebenden Felder liegen, besitzt der Stahl einen r-Wert von mindestens 1,6. Werden jedoch die Gehalte an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel optimal aufeinander eingestellt, dann lassen sich auch r-Werte von 2,0 und mehr erreichen.

Aus dem Diagramm der Fig. I ergibt sich, daß das Feld optimaler Mangan- und Schwefelgehalte bei niedrigen Kohlenstoffgehalten unter 0.01% sehr groß ist. während das Feld mit zunehmenden Kohlcnstoffgehalten von beispielsweise 0.02 und 0.03% immer enger wird. Bei Kohlenstoffgehalten von 0.03 bis 0.08% ist das t L-Iu uagcgcn wrcuciiiMi ^mtjer. Dieser Widerspruch erklärt sich aus der neuen Tatsache, daß die Tiefziehbarkeit von kontinuierlich geglühtem Stahlblech von dem erwähnten Kohlenstoffaltern abhängt, wobei mit steigendem Kohlerstoffgehalt der Karbidanleil im Gefüge zunimmt und sich beim Uberaltern mehr Ausscheidungspunkte ergeben, so daß das Altemngsverhalten merklich besser wird.

Des weiteren konnte festgestellt werden, daß die Rolle des Aluminiums in herkömmlichen aluminiumberuhigten Stählen eine andere ist als bislang angenommen. Beim herkömmlichen Haubenglühen aluminiumberuhigter Stähle ist die Aufheizgeschwindigkeit außerordentlich gering, so daß der Unterschied zwischen dem Ausscheiden und dem Rekristallisationsverhaltcn des Aliiminiumnitrids zur Erhöhung des r-Wertes ausgenutzt werden kann. Beim kontinuierlichen Glühen ist dagegen die Ausnutzung des Verhaltensunterschiedes des Aluminiumnitrids zur Verbesserung des r-Wertes nur bedingt möglich, da die die Aufheizgeschwindigkeit außerordentlich groß ist. Um dem Rechnung zu tragen. basiert das erfindungsgemäße Verfahren auf der Ausnutzung einer anderen Verbindung als des Aluminiumnitnds. Demzufolge beruht die gute Tiefziehbarkeit -:es nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Stahls auf einem anderen Mechanismus als beim herkömmlichen aluminiumberuhigtem Tiefziehstahl.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird der ZustanJ der Mangansulfid-Phase vor dem Kaltwalzen über das Verhältnis der Gehalte an Mangan und Schwefel sorgfältig eingestellt.

Dieses Verhältnis beträgt erfindungsgemäß 7 bis 30 und stellt sicher, daß der Stahl nach der Bildung der Mangansulfid-Phase eine wesentliche Menge an Mangan und Schwefel enthält. Um außerdem die Mangansulfid-Konzentraüori festzulegen, enthält der Stahl höchstens 0.50°.. vorzugsweise höchstens 0.25% oder besser noch höchstens 0.17% Mangan sowie höchstens 0,020%, vorzugsweise höchstens 0,010%, Schwefel. Eine optimale Tiefziehbarkeit ergibt sich, wenn die Bedingung

(%Mn) - 1.7

<0.25

oder besser noch

10

(%Mn) - 1,7 (%S) < 0.17

eingehalten wird.

Um die Mangansulfid-Phase hinsichtlich der Teil chengröße und der Verteilung optimal einzustellen, wird der Wärmeinhalt des warmgehaspelten Bandes ausgenutzt Aus diesem Grund wird das Warmband bei Temperaturen über 650'C. vorzugsweise über 690°C oder auch über 735⁼C, gehaspelt. Dies stellt eine entscheidene Voraussetzung für das Herstellen eines kaltgewalzten Tiefziehbleches oder -bandes aus beruhigtem Stahl mit einem r-Wert dar, der über dem von haiibengeglühtem Tiefziehstahl liegt.

Der Stahl kann als Oxyd- oder Nitridbildner neben Aluminium auch Bor oder Titan enthalten. Die vorerwähnten Elemente binden den Sauerstoff stabil ab und gewährleisten einen ausreichenden Gehalt an Mangan, das andernfalls als Manganoxyd vorliegen würde. Darüber hinaus binden die erwähnten Elemente auch den Stickstoff und tragen auf diese Weise zur Alterungsbeständigkeit des Stahls bei.

Die Gehalte an Aluminium. Hör und Titan können unabhängig voneinander eingestellt werden: vorzugsweise genügen sie jedoch der Bedingung:

ΓΌ All -

= ("„All -

2(At.-(icw. Al) 3 (AI.-Gew. O)

M 48

> 2("„ Ni

Ci O] > 2('¹O N)

Enthält der Stahl außer Aluminium noch andere Oxydbildner, dann tritt an die Stelle des Aluminiumgehalts das Aluminiumäquivalcnt des betreffenden Oxydbildncrs M. Ausgehend von dem Aluminiumoxyd
ergibt sich das Aluminiumäquivalent zu

Iy (At.-Gew. Al)
3 χ (At.-Gcw. M)

CO M).

wobei λ und ι die Indices der Verbindung M₁O₁ sind.

Enthält der Stahl mehrere Oxydbildner, dann entspricht das Aluminiumäquivalent der Summe der betreffenden Aluminiumäquivalente nach den beiden vorerwähnten Formeln. Der Stahl wird vorzugsweise im Vakuum auf Kohlenstoffgehalte von höchstens 0.02% entkohlt, um besonders hohe r-Werte zu erreichen. Die Legierungselemente können dem Stahl bis zum Blockoder Stranggießen zugesetzt werden.

Das warmgewalzte Band wurde zur Entwicklung seiner Verformbarkeit vorzugsweise 40 see bis 5 Minuten bei 800 bis 88O⁰C kontinuierlich geglüht und anschließend bis 10 Minuten, vorzugsweise zwei bis acht Minuten bei 350 bis 600^cC. vorzugsweise bei 400 bis 500^;C. überaltert. Diese Wärmebehandlung ergibt ausgezeichnete r-Werte. wenngleich die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung auch beim Haubenglühen zu einer ausgezeichneten Tiefziehbarkeit führt.

Das Uberaltern beim kontinuierlichen Glühen führt zum Ausscheiden von Karbiden und verringert somit den Gehalt an gelöstem Kohlenstoff. Angesichts des verhältnismäßig niedrigen Mangangehalts sollten die vorerwähnten Daten der Wärmebehandlung eingehalten werden. Eine höhere Glühtemperatur unterhalb A3 führt dabei zu einer Erhöhung des r-Wertes.

Was die erfinduiigsgemäße Haspeltemperatur anbetrifft, so ergibt sich aus dem Diagramm der F i g. 2, deren Auswirkung auf den r-Wert. Die eingetragenen Werte beziehen sich auf Stähle innerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche des Diagramms der Fig. 1. Im einzelnen zeigt der Streubandverlauf, daß der r-Wert bei Haspeltemperaturen im unteren Bereich III und bei Kohlenstoffgehalten von 0,022% und 0,041% unzureichend ist. Verstärkt macht sich dies bemerkbar, je höher der Kohlenstoffgehalt ist (untere Kurve). Dabei ergibt sich aus dem Streubandverlauf im Diagramm, daß sich

der Wendepunkt des Streubandes und der Bereich Il maximaler Steigung der Kurven mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt zu höheren Temperaturen hin verschiebt. Des weiteren ergaben die dem Diagramm der F i g. 2 zugrunde liegenden Versuche, daß die Haspeltemperatur bei Kohlenstoffgehalten bis maximal 0,01% ohne Wirkung auf den r-Wert ist. In diesem Zusammenhang kann die Temperatur des Übergangs zur maximalen Streubandsteigung bzw. zum maximalen Streubereich als kritische Haspeltemperatur bezeichnet werden. Die Abhängigkeit des r-Wertes von der kritischen Haspeltemperatur ergibt sich aus dem Diagramm der F i g. 3, in dem das Feld I dem Übergang der maximalen Steigung, das Feld III der Steigung 0 und das Feld 11 dem dazwischenliegenden Übergang kennzeichnen.

Demgemäß kennzeichmi I den Temperaturbereich mit hohem r-Wert, III den Temperaturbereich mn

niedrigem r-Wert und II einen dazwischenliegenden Übergangsbereich. Im Einzelfall muß entsprechend Fig.3 die Haspeltemperatur in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt gewählt werden.

Die Endtemperatur beim Warmwalzen muß oberhalb Aj liegen. Außerdem beträgt bei Stählen mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,02% die Querschnittsabnahme beim Kaltwalzen vorzugsweise mindestens 75%.

Das Diagramm der Fig.4 bezieht sich auf Versuche mit Stählen der aus der nachfolgenden Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung. Dabei fallen die Stähle A unter die Erfindung und liegen innerhalb des Streubandes mit den ausgezogenen Linien, während es sich bei den Stählen B um kontinuierlich geglüht und gedeckelte, innerhalb des Streubandes zwischen den gestrichelten Linien liegenden Stähle sowie gemäß C um kontinuierlich geglühte, in herkömmlicher Weise aluminiumberuhiEte Vereleichsstählp handelt

Tabelle I

A 0,04 bis 0,06
B 0,03 bis 0,05
C 0,04 bis 0,05

0,14 bis 0,20
0,15 bis 0,16
0,26 bis 0,31

0,009 bis 0,015 0,010 bis 0,015 0,015 bis 0,017 0,005 bis 0,008
0,030 bis 0,035

0,015 bis 0,030

0,020 bis 0,067

0,0017 bis 0,0029
0,0010 bis 0,0015
0,0031 bis 0,0037

Das Diagramm der Fig.4 macht die Abhängigkeit des r-Wertes von der Haspeltemperatur deutlich. Dabei zeigt sich, daß eine hohe Haspeltemperatur bei in herkömmlicher Weise aluminiumberuhigtem Stahl keinen r-Wert über 1.4 bis 1,5 ergibt. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelte Stähle ergeben dagegen r-Werte über 2.0, was auf ein weitestgehendes Ausscheiden von Mangansulfid und Manganoxyd beim Warmhaspeln mit hoher Temperatur zurückzuführen ist. Der Kurvenverlauf zeigt deutlich die Wirkung höherer Haspeltemperaturen, insbesondere über 735° C. auf den r-Wert.

Beispiel 1

Eine Stahlschmelze mit 0,04% Kohlenstoff. 0,14% Mangan und 0.010% Schwefel wurde im Konverter gefrischt und unter Zugabe von Aluminium im fallenden Guß beruhigt zu Blöcken vergossen. Der Aluminiumgehalt des Stahls betrug 0.023%. Die Stahlblöcke wurden vorgewalzt und alsdann mit einer Endtemperatur von 890⁰C warmgewalzt sowie bei 750⁰C gehaspelt. Das Band wurde alsdann mit einer Querschnittsabnahme von 72% bis auf seine Enddicke von 0,8 mm kaltgewalzt. Danach wurde das Band eine Minute bei 850⁰C rekristallisierend geglüht sowie 1,5 Minuten bei 450⁰C überaltert. Das Band wurde schließlich mit einer Querschnittsabnahme von 1,0% nachgewalzt und hinsichtlich seiner mechanischen Eigenschaften untersucht Dabei ergab sich ein r-Wert von 2,09, eine Bruchdehnung von 45,2% und eine Streckgrenze von 189N/mm2.

Beispiel 2

Eine Stahlschmelze wurde im Konverter gefrischt, anschließend nach dem Vakuumheber-Verfahren entgast und zu Blöcken vergossen. Die Blockanalyse ergab 0,005% Kohlenstoff, 0,23% Mangan, 0,010% Schwefel und 0,042% Aluminium. Die Blöcke wurden vorgewalzt

j5 und anschließend mit einer Endtemperatur von 895°C warmgewalzt sowie bei 550°C gehaspelt und mit einer Querschnittsabnahme von 82% bis auf eine Enddicke von 0,8 mm kalt ausgewalzt. Das Band wurde alsdann eine Minute bei 800°C kontinuierlich rekristallisierend geglüht und fünf Minuten bei 380"C überaltert sowie schließlich mit einer Querschnittsabnahme von 1,0% nachgewalzt. Bei der Unterschung von Proben ergab sich ein r-Wert von 2,15, eine Bruchdehnung von 48,2% und eine Streckgrenze von 141 N/mm². Das Blech besaß zudem eine ausgezeichnete Tiefziehbarkeit.

Beispiel 3

Ein aluminiumberuhigter und im Konverter gefrischter Stahl mit 0,04% Kohlenstoff, 0,13% Mangan, 0,009% Schwefel, 0,032% Aluminium, 0,008% Sauerstoff, 0,0036% Stickstoff und einem Verhältnis von Mangan zu Schwefel von 14 :1, der der Gleichung

(% AI) - 54/48 (% O) = 6,4 (% N)

genügte, wurde zu Brammen vergossen. Die Brammen wurden mit einer Endtemperatur von 930°C bis auf eine Dicke von 2,4 mm heruntergewalzt und bei den sich aus der nachfolgenden Tabelle H ergebenden Temperaturen gehaspelt Danach wurden die Bänder bis auf eine Enddicke von 0,8 mm kaltgewalzt, zwei Minuten bei 850⁰C rekristallisierend geglüht und drei Minuten bei 370° C überaltert Nach einem einstfindigen Aushärten bei 100⁰C wurden Proben der einzelnen Bänder untersucht, wobei sich die Daten der Tabelle II ergaben.

Bei den üblichen Verg'.eächsstählen ! bis 4 zeigt sich zwar die Abhängigkeit des r-Wertes von der Haspeltemperatur, aber erst die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stähle 5 bis 9 zeieen eine

durchgreifende Erhöhung des r-Wertes mit steigender Haspeltemperatur. Des weiteren zeichnen sie sich durch den Wegfall einer ausgeprägten Streckgrenze aus.

10

Schließlich zeigt sicli an den Stählen 8 und 9 die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erreichten hervorragenden Verformbarkeiten bzw.Tiefziehbarkeiten.

Tabelle II	Haspel	Streckgrenze	Zugfestigkeit	Dehnung	r-Wert	CCV	Streck
Stahl	temperatur						grenze
	( C)	(N/mm²)	(N/mm²)	(%)		(mm)	(%)
	520	230	351	40	1,43	38,1	1,3
1	560	231	348	40	1,56	38,0	1,1
2	600	216	349	42	1,68	37,5	0,5
3	630	198	342	43	1,69	37,3	0,4
4	675	193	338	44	!,75	36,8	Q
5	700	175	336	45	1,86	36,3	0
6	720	162	331	45	1,91	36,0	0
7	740	156	329	46	2,08	-	0
8	760	153	328	46	2,09	-	0
9			Hierzu 4 Blatt	Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

*1. Verfahren zum Herstellen kaltverformten Tiefziehblechs aus einem beruhigten Stahl mit höchstens 0,08% Kohlenstoff, höchstens 0,50% Mangan, höchstens 0,020% Schwefel und einem Verhältnis von Mangan zu Schwefel von 7 bis 30, bei dem Blöcke warmgewalzt, das Band warmgehaspelt, kaltgewalzt und geglüht wird, dadurch ge- ίο kennzeichnet, daß der Stahl mit einem Aluminiumgehalt oder Aluminiumäquivalenten anderer Oxyd- und/oder Nitridbildner von

(% Al) - 54/48 (% O) ä 2(% N)

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mit in die umrandeten Felder des Diagramms der F i g. 1 fallenden Gehalten an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel bei Kohlenstoffgehalten über 0,01 Wc in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt entsprechend den Feldern i und II des Diagramms der Fig.3 warmgehaspelt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Haspeltemperatur von mindestens 650°C.
3. Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Haspeltemperatur von mindestens 735°C.
4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei 350 bis 650° C überaltert wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl Lei 400 Vis 550°C überaltert wird.
6. Anwendung des Verfahrens ach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5 auf einen Stahl, der der Bedingung

(%Mn)- l,7(o/o S) <0,25

genügt.
7. Anwendung des Verfahrens nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5 auf einen Stahl, der der Bedingung

(%Mn)- 1,7(%S) <0,17

genügt.
8. Anwendung des Verfahrens nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5 und/oder gemäß den Ansprüchen 6 und 7 auf einen Stahl, der 40 Sekunden bis 5 Minuten bei 800 bis 88O⁰C durchlaufgeglüht wird.