DE2543595A1 - Verfahren zum herstellen von tiefziehblechen - Google Patents
Verfahren zum herstellen von tiefziehblechenInfo
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- Metallurgy (AREA)
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Description
PAT ΕΞ N TA NWÄLTE A. GRUNECKER
H. KINKELDEY
OR-ING
2b43595 w# stockma|r
DRING ■ AeE(CALTECH
DR-ING ■ AeE(CALTECH
K. SCHUMANN
P. H. JAKOB
CKPL-ING.
G. BEZOLD
DR RERiwr- DK=L-CHEM
MÜNCHEN
MÜNCHEN 22
MAXIMILIANSTRASSE 43
P 9629 ♦ 30. September 1975
USS EETGIMEERS AND CONSULTANTS, INC.
600 Grant Street, Pittsburgh, Pennsylvania / U.S.A.
Verfahren zum Herstellen von Tiefziehblechen
Die Erfindung beschäftigt sich mit der Entwicklung eines Verfahrens
zur wirtschaftlichen Herstellung von Stahlblechen mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften, die durch den sogenannten
r-Wert ausgedrückt werden, wobei sich die Erfindung insbesondere mit bestimmten Maßnahmen zur Kaltverformung und Glühbehandlung
von manganarmen Stählen beschäftigt.
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TELEFON (OBB) 222B65 TELEX OB-3938Ο TELESRAMME MONAPAT
2643595
Es wird allgemein anerkannt, daß das Verhalten eines Stahlbleches
während der als Tiefziehen bekannten Verformungsvorgänge
eng mit dem Verhältnis r zusammenhängt, welches das Verhältnis der wahren Formänderungsarbeit in Breitenrichtung
(true width strain) zu der wahren Formänderungsarbeit in Dickenrichtung (true thickness strain) ist, wenn der Stahl
in Längsrichtung einer Zugbeanspruchung unterzogen wird. Demzufolge
kann die Eignung eines Stahls für Tiefziehzwecke durch
Bestimmung des f-Wertes im Labor ermittelt werden, wodurch Schwierigkeiten vermieden werden, die bei Untersuchungen im
großtechnischen Maßstab häufig "auftreten. Normalerweise wird
der r-Wert in der Blechebene in drei verschiedenen Eichtungen gemessen und zwar parallel zur Walzrichtung (^q)? diagonal zur
Walzrichtung (^1-) und senkrecht zur Walzrichtung (rg0). Aus
diesen drei Werten werden zwei zusammengesetzte Größen abgeleitet:
r = (rQ
Ar = (r0 - 2r45 + r9Q)/2 (2)
Zu hohen r-Werten gehört eine ausgezeichnete Fähigkeit ohne Bruch tief gezogen zu werden, während Ar-Werte im Bereich von
0 einer geringen Neigung im Hinblick auf eine nachteilige richtungsmäßige Ungleichförmigkeit zugeordnet sind, wobei in
der Fachsprache eine richtungsmäßige Ungleichmäßigkeit häufig als Neigung zur Zipfelbildung bezeichnet wird.
Isotrope Stähle sind bereits.mit r-Werten im Bereich von 1 ,0
und j£. r-Werten im Bereich von 0,0 hergestellt worden. Derartige
Stähle haben zwar eine begrenzte Tiefziehbarkeit, aber ein ausgezeichnetes
Widerstandsvermögen gegen die Zipfelbildung. Kaltgewalzte
unberuhigte Stahlbleche besitzen in der Regel r-Werte
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im Bereich von 1,2 und Ar-Werte im Bereich, von +0,4. Derartige
Stähle können leicht tiefgezogen werden, neigen jedoch zur
unerwünschten Zipfelbildung. Beruhigte Stähle in Tiefziehgüte
(DQSK-Stähle) sind häufig durch r-Werte im Bereich von 1,5 unä-Δ
r-Werte im Bereich von +0,5 gekennzeichnet. Wenngleich diese Stähle intensiven Ziehvorgängen gewachsen sind, nahen sie
doch eine gewisse Neigung zur Zipferbildung, wobei im weiteren noch zu "bemerken ist, daß unberuhigte Stähle kostengünstiger
als die in Rede stehenden Stähle produziert werden können. In jüngster Zeit sind Stahlbleche aufgetaucht, welche stabilisierende
Elemente, wie Niob oder Titan enthalten, welche sich mit
interstitiellen Elementen, wie Kohlenstoff und Stickstoff, verbinden sollen. Diese Stähle besitzen r-Werte von 2,0 oder mehr
und sind selbst starken Tiefziehbeanspruchungen gewachsen. In einigen Fällen ist die Zipfelbildungsneigung bei diesen Stählen
gering, wie aus Ar-Werten im Bereich von -0,1 zu erkennen, in
anderen Fällen jedoch auch relativ hoch, wie aus /\ r-Werten im
Bereich von +0,5 zu ersehen. Wegen ihrer Gehalte an Niob oder Titan sind diese Stähle jedoch sehr kostspielig in der Herstellung
.Ein deutlich wirtschaftlicheres Verfahren zur Verbesserung der Tiefziehbarkeit, welche nicht die Anwendung
teurer Stabilisierungselemente erfordert, ist in der US-PS 3 709 7^4- beschrieben. Die darin enthaltene Lehre zum Erzielen
guter Tiefzieheigenschaften wird jedoch durch zwei wichtige
Faktoren begrenzt: So muß 1) der Mangangehalt unterhalb von etwa 0,15 % gehalten und muß 2) der Sauerstoffgehalt auf unterhalb
von etwa 150 ppm gehalten werden. Die Notwendigkeit, Mangangehalte von weniger als etwa 0,15 % vorzusehen, erfordert ihrerseits
sehr niedrige Schwefelgehalte, da das Stahlblech andernfalls
zur Warmbrüchigkeit oder dem sogenannten edge cracking neigt. Außerdem v/erden durch die erforderliche Desoxidation
die Erzeugungskosten erhöht.
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_ Zj. _
Die Erfindung verfolgt somit in erster Linie das Ziel, ein
Verfahren zur Verbesserung der Tiefzieheigenschaften von
manganarmen Stählen, die nicht mit Stabilisierungselementen behandelt sind, zu schaffen. Ein weiteres Ziel der Erfindung
besteht darin, ein Verfahren vorzuschlagen, mit dessen Hilfe r-Werte erreicht werden können,die v;enigstens so günstig sind
wie bei den genannten DQSK-Stählen, ohne daß jedoch eine Desoxidation
erforderlich ist. Ein weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zu schaffen, welches eine Erhöhung
der oben bezeichneten Mangan-Grenzgehalte gestattet und doch das Erzielen von r-Werten ermöglicht, die wenigstens gleich
der r-Werte bei den genannten DQSK-Stählen sind. Ferner verfolgt die Erfindung das Ziel, ein Verfahren zu schaffen, mit
dessen Hilfe die r-Werte von Stählen der in der US-Patentschrift 3 709 7^4 genannten Art noch weiter gesteigert werden können.
Die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe wird durch die im Hauptanspruch enthaltenen kennzeichnenden Merkmale gelöst.
Erfindungsgemäß werden die Tiefzieheigenschaften eines niedriggekohlten
und manganarmen Stahlbleches mit 0,015 bis 0,06 % Kohlenstoff und weniger als 0,25 % Mangan dadurch verbessert,
daß (a) höhere als sonst übliche Kaltverformungsgrade von beispielsweise
mehr als 80 % zur Anwendung gebracht werden, und daß (b) eine Glühbehandlung im Zweiphasengebiet (Ferrit+Austenit)
erfolgt. Der vorteilhafte Einfluß einer derartigen Hochtemperatur-Glühbehandlung
und derartig hoher Kaltverformungsgrade läßt sich durch steigernde Phosphorgehalte noch verstärken.
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben
sich aus der folgenden Beschreibung unter Bezug auf die Zeichnung. In dieser zeigen:
BO9 8 17/0793
Pig. 1 ein Schaubild, welches den Einfluß sowohl der Glühtemperatur
als auch des Phosphorgehaltes auf die Anisotropie-Parameter von im Vakuum erschmolzenen manganarmen
Stählen zeigt,
Pig. 2 ein Schaubild, welches den Einfluß sowohl der Glühtemperatur
als auch des Phosphorgehaltes auf die Anisotropie-Parameter
eines an Luft erschmolzenen manganarmen Stahls zeigt, und
Pig. 3 ein Schaubild, welches den Einfluß sowohl gesteigerter
Kaltverformungsgrade als auch erhöhter Phosphorgehalte
auf die r-Werte von im Vakuum erschmolzenen manganramen Stählen zeigt.
Bei der herkömmlichen Herstellung von Tiefziehblechen wird
das warmgewalzte Bandmaterial zu Bunden aufgehaspelt und etwa auf Raumtemperatur abgekühlt, dann mit einer Verringerung der
Dickenabmessung um mehr als etwa 60 % kalt verformt und anschließend
im Einphasen-o(r-Bereich geglüht, was eine Glühung
innerhalb eines Temperaturbereiches von etwa 6500C bis zur
°C/4" -Umwandlungstemperatur bedeutet. Eine solche Glühbehandlung
wird hinreichend lange durchgeführt, um das Erzielen der angestrebten
kristallographischen Textur zu gewährleisten, welche sich durch den r-Wert, die Napf tiefe usw. ausdrückt. Es ist
bereits bekannt, daß dann, wenn derartige Glühbehandlungen innerhalb der Grenzen des Einphasenbereiches durchgeführt werden
die erreichbaren maximalen r-Werte mit steigenden Glühtemperaturen
anwachsen. So zeigt beispielsweise die US-PS 3 607 4-56
das dann, wenn Kohlenstoff durch Titan stabilisiert ist, bei Glühtemperaturen von mehr als etwa 81-6°C die f-¥erte bis zu
den Grenzen des Zweiphasenbereiches mit der Temperatur anwachsen. Das gleiche kann auch für ein mit Niob stabilisierten Stahl angenommen
werden. Wie der Zeitschrift "Mechanical Working of Steel11,
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254359b
Band 26, 1964-, Seiten 279 Ms 32O auf Seite 306 zu entnehmen,
steigen die r-Werte "bei entkohlten Stählen, d.h. bei Stählen, in welchen Kohlenstoff vollständig im <?C-Eisen löslich ist,
gleichfalls mit der Temperatur an. Im Gegensatz dazu wird jedoch
im allgemeinen davon ausgegangen, daß eine Glüht»ehandlung im oC+ -^"-Zweiphasenbereich entweder schädlich oder, günstigstenfalls,
ohne Einfluß auf die Tiefziehfähigkeit ist.
Es ist nun gefunden worden, daß sich manganarme Stähle auf ganz verschiedene Weisen verhalten. So können die r~Werte derartig
manganarmer Stähle durch eine GKLühbehandlung innerhalb des Zweiphasenbereiches
gesteigert werden. Insbesondere erhöhen sich die r-Werte von manganarmem Stahlblech, xvelches innerhalb des Zweiphasenbereiches,
d.h. bei Temperaturen vom(A ,.-Punkt bis zum
c ι
A^-Punkt) geglüht wird. Bei dieser Glühbehandlung sind Glühteiaperaturen
im Bereich von 7^0 bis 8500C bevorzugt. Der Walzgrad
der vorhergehenden Kaltwalzung beträgt vorzugsweise 80 bis 90/ü und Phosphorgehalte von bis zu etwa 0,12 %, wobei Phosphorgehalte
von 0,04· bis 0,08 % bevorzugt sind,sind einzuhalten,
wobei günstigste Ergebnisse insbesondere dann erzielt werden, wenn in den Stählen Sauerstoffgehalte von mehr als etwa JOO ppm
vorliegen.
Die von den Erfindern aufgefundenen vorteilhaften Einflüsse
bestimmter Glühtemperaturen, bestimmter Kaitverformungsgrade
und bestimmter Phosphorgehalte auf die r-Werte wurden außer
dem bereits angesprochenen Bestimmungen des dynamischen Moduls auch noch mit Hilfe mechanischer Messungen überprüft. Dabei
wurden sechs 25kg-Blöcke aus manganarmem Stahl mit schwankenden Phosphorgehalten aus einer 150kg-Vakuumcharge abgegossen. Drei
50kg-Blöcke mit unterschiedlichen Phosphorgehalten wurden aus einer 150 kg Charge abgegossen, die nicht unter Vakuum, sondern
an Luft erschmolzen worden war. Bei den genannten an Luft erschmolzenen Blöcken wurden geringe Aluminiummengen verwendet,
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um die Desoxidationswirkung während der Erstarrung zu
kontrollieren- Die gewonnenen Gußblöcke sowohl aus der Vakuum behandelten Charge als auch aus der an Luft "behandelten Charge
wurden zunächst zu Platinen mit einer Dicke von weniger als 25,4- mm ausgewalzt. Die chemischen Zusammensetzungen der
erzeugten Platinen sind in den nachfolgenden Tafeln Λ und 2 zusammengestellt.
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Tafel 1
Hr. C Mn P S Si Cu Hi Cr H Al Al Al Sauerstoff
lösl. unlösl. gesamt ppm
C-1 0,016 0,11 0,12 0,010 0,034 0,007 0,022 0,018 .0,004 <O,OO1 0,001
<0,002 34
C-2 0,018 0,11 0,091 0,016 0,034 0,007 0,022 0,016 0,004 0,001 0,004 0,005 37
α C-3 0,018 0,11 0,062 0,016 0,034 0,007 0,022 0,016 0,004 0,001
<O,OO1 <0,002 45
co C-4 0,019 0,11 0,030 0,016 0,030 0,007 0,020 0,014 0,003 0,001
<0,001 <0,002 46
^ C-5 0,019 0,10 0,015 0,016 0,032 0,007 0,020 0,016 0,004 0,001 CO,OO1
<0,002 47
^ C-6 0,020 0,10 0,004 0,016 0,024 0,007 0,020 0,014 0,003 0,001
<0,001 <0.,002 59 ο
S ' T a f e 1 2
Hr. C Mn P S Si Cu Ni Cr H Al Al Al Sauerstoff
lösl. unlösl. gesamt ppm
•D-1 0,020 0,10 0,041 0,018 0,016 0,014 0,015 0,025 0,006 0,007 0,054 0,061 658
D-2 0,018 0,11 0,072 0,016 0,008 0,012 0,015 0,026 0,005 0,003 0,019 0,022 625 cn
D-3 0,016 0,14 0,09 0,016 0,011 0,012 0,015 0,024 0,006 0,001 0,017 0,018 780 £j
Die abschließende Warmverarbeitung bestand dann daraus, die
Platinen auf 123O0G zu erhitzen und in der Wärme auf eine Dicke
von 3i81 mm auszuwalzen, wobei eine Schlußtemperatür von etwa
950 C herrschte. Die warmgewalzten Bleche wurden sofort etwa
2 Sekunden lang in Eiswasser getaucht, um auf diese Weise eine Kühlung durch aufgesprühtes Wasser zu simulieren, worauf das
Material mit einer Abkühlgeschwindigkeit von etwa 400C je Stunde
von 620°C auf Eaumtemperatur abgekühlt wurde, wodurch die Abkühlungsverhältnisse
eines aufgehaspelten Bandmaterials bei der großtechnischen Produktion simuliert vnirde. Die abgekühlten
Bleche wurden sandgestrahlt, gebeizt und dann mit Hilfe eines Kaltwalzgrades von 80 % zu einem Bandmaterial mit 0,762 mm Dicke
in der Kälte ausgewalzt- Aus diesen kaltgewalzten Blechen wurden Zugproben an Stellen entnommen, die mit der Walzrichtung einen
Winkel von 0, 45 und 90° bildeten. Diese Probekörper wurden in
einer I5%igen Hp + ITo-Atmosphäre geglüht, λ'/obei eine Aufheizgeschwindigkeit
von etwa 25°C je Stunde eingehalten wurde und Temperaturen
von 71O°C, 78O0C oder 820°C erreicht wurden. Die Probekörper
wurden 20 Stunden lang auf der Temperatur gehalten und dann im Ofen abgekühlt, was eine Kastenglühung simulierte. Die
Ergebnisse sind graphisch in den Fig. 1 und 2 veranschaulicht. Bei beiden untersuchten Stahlarten sind die vorteilhaften Einflüsse
der Glühung innerhalb des Zweiphasenbereiches, d.h. bei 780 und 8200C, deutlich zu erkennen. Bei den an Luft erschmolzenen
Stählen scheinen die vorteilhaften Auswirkungen des Phosphors in gewisser Weise bei Phosphorkonzentrationen von mehr als 0,08%
abzunehmen. Jedoch selbst bei höheren Konzentrationen oder Gehalten von beispielsweise bis zu 0,12 % sind die erzielten r-Werte noch
deutlich besser als bei gleichartigen an Luft erschmolzenen manganarmen Stählen, die wenig oder gar kein Phosphor enthalten.
In diesem Zusammenhang sei auf die US-PS 3 709 74-4 verwiesen, in
welcher Stähle der erörterten Art mit beispielsweise 0,01 % Phosphor beschrieben sind. Somit zeigt sich, daß mit Hilfe von
Phosphor gehalt en von mehr als etwa 0,015 %■>
vorzugsweise jedoch
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- ίο -
im Bereich von 0,04- "bis 0,08 %, ausgezeichnete Tiefzieheigenschaften
bei manganarmen Stählen erreicht v/erden können, ohne daß es dabei einer Desoxidation bedarf.
Da von erhöhten Gehalten an Mangan und Silicium schädliche Einflüsse
auf die Tiefziehbarkeit angenommen werden, wurden weitere
Untersuchungen mit dem Ziel durchgeführt, die hinsichüLch dieser
Elemente einzuhaltenden Gehaltsgrenzen aufzufinden. Im Rahmen dieser letztgenannten Untersuchungen vrurden die Stähle warmgewalzt,
kaltgewalzt und geglüht, was in Übereinstimmung mit den vorstehend beschriebenen Verfahrensschritten geschah, mit der Ausnahme
jedoch, daß lediglich zwei Glühtemperaturen zur Anwendung gelangten. Bei diesen Glühtemperaturen handelte es sich zum
ersten um eine sogenannte subkritische Glühung bei 7100C und zum
zweiten um eine sogenannte interkritische Glühung bei 7800C. Die
chemischen Zusammensetzungen und die r- sowie A r-Werte dieser
Stähle sind in den folgenden Taf eins 3 und 4· zusammengestellt,
wobei Tafel 3 die Werte für unter Vakuum erschmolzene Stähle enthält, während in der Tafel 4 die entsprechenden Werte für
an Luft erschmolzene Stähle enthalten sind.
6.098 1 7/079 3
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Mh
E-I 0,020 0,201 0,043
E-2 0,014 0,201 0,043
E-3 0,020 0,205 0,044
E-4 0,018 0,203 0,044
E-2 0,014 0,201 0,043
E-3 0,020 0,205 0,044
E-4 0,018 0,203 0,044
Mn
Si
0,021 0,021
0,019 0,183
0,020 0,365
0,202 0,700
0,019 0,183
0,020 0,365
0,202 0,700
Si
11 -
0? a f e 1 3
Cu
Cu
Hi
Cr
Al Al lösl. unlösl,
0,005
0,005
0,007
0,007
0,007
0,007
0,020 0,020 <O,OO1 <0,002
0,022 0,020 <O,OO1 0,002
0,022 0,020 <O,OO1 0,002
0,020 0,020 <O,OO1 <0,002
nn
Tafel 4
Cr Al Al lösl. unlösl.
•cn CD
Sauer- Subkritische Interkristoff Glühung bei tische
ppm 710 C Glühungo
,004 | 93 | r | r | 2 | UtJJ. r |
-0 | r | |
0 | ,006 | 52 | 1,99 | -0,49 | 2 | ,15 | -C | ,52 |
0 | ,004 | 42 | 2,23 | -0,24 | 2 | ,52 | 0 | ,29 |
0 | ,003 | 52 | 2,03 | 0,01 | 2 | ,51 | 0 | ,11 |
0 | 2,01 | 0,10 | ,27 | ,26 | ||||
Sauer- Subkritische stoff Glühung bei tische ppm 7100C Glühung
- · ΠΟΛ
bei
F-1 0,017 0,170 0,067 0,024 0,032 0,019 0,012 0,020 0,007 0,009 0,005
JT-2 0,014 0,176 0,066 0,023 0,168 0,019 0,0Λ2 0,020
<0,001 0,002 0,006
?-3 0,016 0,171 0,066 0,023 0,305 0,019 0,012 0,020
<O,OO1 0,002 0,005
p_4 0,016 0,186 0,066 0,022 0,780 0,021 0,010 0,020
<0,001 0,005 0,006
387 2,09
350 2,17
285 2,11
323 1,95
0,10 2,35 0,25
0,07 2,27 0,15
OM 5 2,34 0,22
0,26 2,07 0 35
Die Ergebnisse zeigen deutlich, daß bei allen verwendeten Gehalten
an Silicium und Mangan ausgezeichnete r- und Ar-Werte erzielbar
waren. Aus diesen Ergebnissen sowie anderen Untersuchungen ergibt sich somit, daß bis zu etwa 1,0 % Silicium und bis zu etwa 0,25 %
Mangan im Material vorliegen dürfen, ohne daß ernsthaftere Beeinträchtigungen der r-Werte auftreten. Zusätzlich ist bei den
an Luft erschmolzenen Stählen zu beobachten, daß bei Phosphorgehalten von mehr als 0,015 % (in diesem Fall bei Phosphorgehalten
im Bereich von 0,067 °/°) relativ hohe f-Werte an solchen Stählen
erzielt werden können, die einen Sauerstoffgehalt von deutlich mehr als JOO ppm besitzen. Wie erwartet, zeigten beide Stahlsorten,
daß sich mit Hilfe einer interkritischen Glühbehandlung (bei
7800C) deutlich höhere f-Werte erzielen lassen als durch, eine
subkritische Glühung (bei 7100C).
Pig. 3 zeigt in einem Schaubild eine Anzahl der Ergebnisse, die
mit Hilfe der bereits erwähnten anfänglich durchgeführten Versuche
unter Verwendung des dynamischen Moduls ermittelt wurden. Diese ersten Versuche wurden mit einem sehr dünnen Blech ausgeführt,
was im wesentlichen eine Folge der starken Kaltverformungen
war, mit welchen das warmgewalzte Blechmaterial in der Kälte verformt wurde. Wenngleich es in der Praxis schwerfallen mag, derart
große r-Werte, wie in dem Schaubild angeführt, zu erzielen, so ist der aus dem Schaubild ersichtliche Trend doch deutlich
erkennbar. Der vorteilhafte Einfluß verstärkter Kaltreduktionen ist somit leicht erkennbar. Es ist außerdem zu erkennen, daß die
Wirksamkeit derartiger, intensiver als normal, ausgeführter Kaltverformungen
durch steigende Phosphorgehalte noch weiter gesteigert werden kann. Hier zeigt sich erneut, daß manganarme
Stähle ein in vielerlei Hinsicht von herkömmlichen Tiefziehstählen
verschiedenes Verhalten zeigen, denn bei herkömmlichen Tiefziehblechen ist es bekannt, daß Kaltverformungsgrade von
mehr als 80% einen ungünstigen Einfluß auf den r-Wert besitzen (vgl. beispielsweise US-PS 3 761 324).
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Die vorliegende Erfindung kann in der folgenden V/eise ausgeführt
werden. Eine Stahlschmelze mit 0,015 "bis 0,06 % Kohlenstoff
und 0,01 bis 0,25 % Hangan wird hergestellt. Es versteht sich, daß die genannte Stahlschmelze hinsichtlich ihrer übrigen
Legierungsbestandteile mit im Stand der Technik bekannten Stählen in Tiefziehgüte übereinstimmt. Im Interesse einer größtmöglichen
Ziehbarkeit ist es vorteilhaft, weniger als 0,20 % Mangan zu verwenden
und dabei nur so viel Mangan vorzusehen, wie im Hinblick auf den Schwefelgehalt der Schmelze erforderlich ist, um die
Warmbrüchigkeit (edge cracking) zu vermeiden. Ein Verhältnis von Mangan zu Schwefel von wenigstens etwa 7 ' 1 ist allgemein von
Vorteil. Zur nutzbarmachung seiner bekannten Wirkungen kann Phosphor
in Mengen bis zu 0,12 % zugesetzt werden. Bei diesen bekannten Wirkungen handelt es sich um die Fähigkeit die Festigkeit
zu erhöhen oder um eine noch weitere Steigerung der Ziehbarkeit zu erreichen, was durch die vorliegende Erfindung gelehrt wird.
Werden maximale Duktilität und Ziehbarkeit gefordert, so liegt (a) der Kohlenstoffgehalt im Bereich der unteren Gehaltsgrenze und
beträgt der Kohlenstoffgehalt vorteilhafterweise weniger als 0,04 %,
wobei (b) kein absichtlicher Zusatz an Silicium erfolgt. Wird jedoch eine maximale Festigkeit angestrebt und dabei trotzdem das
Erreichen von r-Werten erwartet, die wenigstens so gut sind wie bei den erwähnten DQSK-Stählen, so können Siliciumgehalte von
bis zu etwa 1,0 %, vorzugsweise jedoch von nxGht mehr als 0,7 %■>
zugelassen werden, ohne daß eine ernsthafte Beeinträchtigung des r-Wertes erfolgt. In Abhängigkeit von dem angestrebten Verwendungszweck
des Blecherzeugnisses und den jeweiligen ökonomischen Erwägungen kann die Charge mit Hilfe eines der weit verbreiteten
Verfahren desoxidiert werden. So kann die Charge beispielsweise lediglich mit Aluminium beruhigt werden oder aber auch durch Anwendung
einer Kombination von Desoxidationsmitteln, wie Aluminium
und Silicium. Außerdem kann ein Verfahren angewandt werden, welches einen unberuhigten Zustand für eine Zeitdauer aufrecht
erhält, die lediglich lang genug ist, um eine unberuhigte Oberfläche zu bilden, worauf dann unvemiglich das Innere mit Hilfe
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von Aluminium beruhigt wird. Ferner kann auch, eine Desoxidationsbehandlung im Vakuum erfolgen. Es sei jedoch unterstrichen, daß
im Gegensatz zur Lehre der US-PS 3 709 771+ beim erfindungsgemäßen
Verfahren der Desoxidationsvorgang nicht eine Voraussetzung für das Erzielen hoher r-Werte darstellt.
Die Stahlschmelze mit einer Zusammensetzung innerhalb der vorstehend
diskutierten Gehaltsgrenzen wird sodann abgegossen, was durch den normalen Kokillenguß oder mit Hilfe des Stranggießens
erfolgen kann. Die hergestellten Blöcke oder Brammen werden sodann
in der Wärme auf die angestrebte Blechdicke ausgewalzt, wobei die Endtemperatur im allgemeinen oberhalb von 8500C und
vorzugsweise oberhalb von 9000C liegt. Das warmgewalzte.Band wird
sodann vorzugsweise rasch, was beispielsweise durch Besprühen erfolgen kann, auf Haspeltemperatur abgekühlt und dann aufgehaspelt. Das aufgehaspelte Material wird sodann auf bekannte
V/eise einer Oberflächenreinigung (ätzen usw.) unterzogen und kalt verformt, wobei Querschnitts- oder Dickenverminderungen um
wenigstens 60% vorgenommen werden. Wie erwähnt, werden jedoch Querschnitts- oder Dickenverminderungen um wenigstens 80% bevorzugt,
um maximale r-Werte zu erzielen, was insbesondere für Stähle mit mehr als 0,015 % Phosphor gilt. Das hergestellte
Bandmaterial wird sodann langsam in schützender Atmosphäre auf die Temperatur der Schlußglühung erhitzt. Die Aufheizgeschwindigkeit
sollte ausreichend langsam sein, um eine schädliche Kristallkernbildung und die davon ausgehenden nachteiligen Einflüsse auf
den f-Wert zu vermeiden. Im allgemeinen sollte die Aufheizgeschwindigkeit
langsamer als 100°C/Stunde sein, wobei Aufheizgeschwindigkeiten von weniger als 50°C/Stunde bevorzugt werden. Erfindungsgemäß
wird die Schlußglühung bei einer Temperatur innerhalb des Zweiphasenbereiches vorgenommen, d.h. oberhalb der
A--Temperatur jedoch unterhalb der A -,-Temperatur. Die jeweils
einzuhaltende Glühtemperatur hängt sehr stark von der ange-
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strebten Höhe der r-Werte ab, wobei Temperaturen von 760 bis
850°C "bevorzugt v/erden. Bei Stahlen mit mehr als 0,04 % Kohlen
stoff liegt die Temperatur der Schlußglühung jedoch vorteilhafterweise
unterhalb von 800°C, da hei solchen kohlenstoffreicheren Stählen die Neigung "besteht, daß der r-Wert hei
über 8000C liegenden Temperaturen herabgesetzt wird. Liegt der
Kohlenstoffgehalt jedoch im Berich von 0,015 his 0,03 %·>
dann sind im Gegensatz zum Vorstehenden höhere Temperaturen im Bereich
von 800 bis 850°C im Interesse einer maximalen Ziehbarkeit vorzuziehen.
609817/0793
Claims (1)
- Patentansprüchegekennz eichnet, daß ein in der Wärme zu Blech ausgewalztes Ausgangsmaterial, enthaltend0,015 "bis 0,06 % Kohlenstoff, 0,01 bis 0,25 % Mangan, max. 0,12 % Phosphor und max. 1,0 % Silicium,Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei wenigstens 0,015 % Kohlenstoff in ungebundener Form vorliegt, in der Kälte mit einem Verformungsgrad von 60 "bis 90 % ausgewalzt und das erhaltene kaltgewalzte Bandmaterial anschließend langsam auf eine Glühtemperatur von wenigstens etwa 650°C erhitzt wird,worauf das Bandmaterial hinreichend lange auf der Glühtemperatur gehalten wird, um das Erreichen einer angestrebten kristallographischen Textur, die durch den r-Wert des hergestellten Bleches ausgedrückt wird, zu gewährleisten, und daß bei der Glühbehandlung eine Glühtemperatur verwendet wird, welche oherhalh der A .-Temperatur, a"ber unter der A -,-Temperatur des behandelten Stahles liegt.2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennz eichnet, daß das Mat<
glüht wird.daß das Material bei Temperaturen von etwa 760 bis 850 C ge-Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gek enn ζ e i c hn e t, daß das Bandmaterial mit einem Verformungsgrad von wenigstens 80 % kalt verformt wird.609817/0793254359b4. Verfahren nach Anspruch 35 dadurch g e ke η η ζ eichnet, daß ein Ausgangsmaterial mit einem Phosphorgehalt von wenigstens 0,015 % verwendet wird.5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Ausgangsmaterial verwendet wird, welches 0,02 "bis 0,04 % Kohlenstoff, 0,05 bis 0,2 % Mangan, wenigstens 0,04 % Phosphor und max. 0,7 % Silicium enthält.6. Verfahren nach Anspruch 5> dadurch gekennzeichnet, daß ein Ausgangsmaterial mit einem Sauerstoffgehalt von weniger als 150 ppm verwendet wird.7· Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennz ei chn et, daß ein Ausgangsnaterial verwendet wird, dessen Sauerstoffgehalt mehr als etwa 300 ppm beträgt und dessen Phosphorgehalt weniger als etwa 0,08 % ausmacht.609817/0793
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