EP1247871A2 - Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech und Verwendung eines Stahls - Google Patents

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EP1247871A2
EP1247871A2 EP02004907A EP02004907A EP1247871A2 EP 1247871 A2 EP1247871 A2 EP 1247871A2 EP 02004907 A EP02004907 A EP 02004907A EP 02004907 A EP02004907 A EP 02004907A EP 1247871 A2 EP1247871 A2 EP 1247871A2
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EP
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mass
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slabs
temperature
hot
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EP02004907A
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Volker Brandenburg
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Stahl AG
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Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Stahl AG filed Critical ThyssenKrupp Stahl AG
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    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the invention relates to a method for producing good formable sheet metal with a cold strip final thickness of at most 0.3 mm.
  • Such also "tinplate” called thin sheets are typically as Packaging, for the production of cans or other Thermoformed products used.
  • DWI Digitalrawing an Wall-Ironing
  • can production becomes high Requirements for the homogeneity of the material and its Properties provided.
  • These demands are conditional on a microstructure with a formation of the grain as uniform as possible.
  • larger Grain extensions i.e. Grains where the ratio Length of the grain to the width of which is more than 1.4, meet the requirements of a well processable thin sheet requirements.
  • EP 0 896 069 A1 A method for producing sheet metal intended for the manufacture of cans is known from EP 0 896 069 A1.
  • a steel is processed which has a particularly low Al content of at most 0.001%.
  • the steel composed in this way is hot-rolled at a final temperature above Ar 3 and then coiled at a temperature which is below 620 ° C., preferably in the range from 530 ° C. to 570 ° C.
  • EP 0 896 069 A1 states that a structure is obtained only if this upper limit is observed, in which the grains are uniformly formed to an extent sufficient for the required deformability.
  • the steel known from EP 0 917 594 B1 for the production of cans contains Al contents of at most 0.005%.
  • this known steel has 0.0005 to 0.005% boron and 0.14 to 0.25% by weight Mn as necessary components in order to achieve the desired properties.
  • the steel thus assembled is hot rolled at an end temperature above Ar 3 - 10 ° C and coiled at a coiling temperature below 700 ° C. Hot rolling final temperatures in the range of 900 ° C ⁇ 30 ° C combined with reel temperatures in the range of 670 ° C ⁇ 20 ° C are recommended as particularly preferred.
  • EP 0 659 890 B1 Another process for the production of cans, in which, however, a steel with Al contents in the range from 0.02 to 0.05% is processed, is known from EP 0 659 890 B1.
  • the Al content is matched to the nitrogen content of the steel so that the nitrogen is essentially completely bonded to AlN.
  • this known steel has Mn contents of 0.5 to 3% in order to achieve sufficient strength even with the extremely low carbon contents of steels of the type in question here.
  • EP 0 659 890 B1 recommends adding to the steel, taking into account an upper limit of 0.04% by weight, levels of niobium matched to the carbon content, in order to improve the aging behavior of the processed steel.
  • the known steel composed in this way is hot-rolled at final temperatures above Ar 3 , specifically cooled and then coiled at temperatures in the range from 400 ° C. to 550 ° C.
  • the cold strip obtained is annealed in a continuous annealing furnace at temperatures which are above the recrystallization temperature, preferably above 870 ° C.
  • the high levels of Mn and the additional levels of Nb that may be provided lead to increased strengths, but at the same time cause unfavorable properties with regard to the typical uses of thin sheets of the type in question here.
  • High annealing temperatures during recrystallization annealing must also be set. Otherwise, according to the method known from EP 0 659 890 B1, the required softening of the thin sheet cannot be achieved.
  • the object of the invention is a method specify which is the low cost manufacture of especially for packaging purposes and for the Processing into cans suitable thin sheets with good Deformation properties enabled. Likewise one for this use particularly suitable steel composition be created.
  • this object is achieved by a process for the production of highly deformable fine sheet whose final thickness is at most 0.3 mm, in particular 0.16 mm to 0.25 mm, in which a steel which ( in mass%) 0.0015 - 0.0080% C, 0.15 - 0.25% Mn, ⁇ 0.02% P, 0.005 - 0.03% S, ⁇ 0.02% Si, 0.0080 - 0.06% Al, 0.0010 - 0.020% N, ⁇ 0.05% Cr, ⁇ 0.5% Ni, ⁇ 0.05% Cu, ⁇ 0.02% Sn, ⁇ 0.01% Mo, ⁇ 0.0005% Ti, ⁇ 0.0005% Nb, ⁇ 0.0020% V, ⁇ 0.007% B, ⁇ 0.05% Co, optionally Se and / or Te, the sum of the Se, Te and S is not more than 0.03%, and the balance contains iron and unavoidable impurities, is poured into slabs or thin slabs, in which the slabs or thin
  • the procedure according to the invention is to produce thin sheets leave a homogeneous even at higher Al contents Microstructure with essentially equiaxial training Own grains. In this way, aluminum can be used inexpensive deoxidation of the steel can be used. Because the thin sheets produced according to the invention are despite the presence of higher Al contents, that they are evenly distributed over their width and length have good properties that lead to a particular good formability, low prickliness, one good aging behavior and an uncritical one Lead recrystallization behavior.
  • the focus of the vote according to the invention Process steps and the alloy used is available the greatest possible harmlessness of steel after the slab has been heated, the sulfur present is dissolved and titanium during hot rolling. Therefore, it will Manufacturing process according to the invention performed so that the im Hot strip excretion state almost without Transfer the change to the fine sheet obtained becomes.
  • the aim of this measure is that the sulfur in the cooled hot strip almost completely in for the Ti setting sufficient dispersion excreted is present.
  • the size of the sulfides excreted should not less than 50 nm in diameter and not less than 2 ⁇ m exceed.
  • Coarser sulfides are said to be predominantly available.
  • finest sulfides can be determined using pull-out prints with diameters smaller than 50 nm are undesirable. This applies in particular to those larger than 50 nm Shares of fine precipitates containing copper because a significant reduction in quality would produce thin sheets according to the invention.
  • hot rolling is carried out according to the invention in such a way that the hot rolling end temperature is just above the Ar 3 temperature.
  • the reel temperature is also adjusted so that a the sulfur is optimally excreted. At a it would be below 590 ° C no longer excrete sulfur. Thereby, that the reel temperature simultaneously to a maximum of 660 ° C is limited, too much scaling of the Avoided hot bands, which would otherwise be a reinforced one Pickling of the tape would be required. optimized Manufacturing results can be achieved if the Reel temperature is in the range of 600 ° C to 630 ° C.
  • the combination of the invention has been found low selected reheating temperature with a also relatively low reel temperature because the associated setting of titanium as cheap with regard to the recrystallization behavior of the steel produced according to the invention.
  • the composition is special Meaning that only in steel used according to the invention minimal levels of titanium and niobium are present. Therefore, the maximum niobium content is preferred to 0.0001% and the maximum titanium content to 0.0003 Mass% limited, as far as possible Minimize the proportions of these elements in the alloy according to the invention is sought.
  • Levels of boron range from 0.0004% by mass to 0.007 Mass% have a positive effect on the formation of a globular structure. This is how boron prevents sulfur goes into solution and in the hot strip line-like segregations forms, which adversely affects the deformability of the would affect sheet metal. If the content of boron matched to the nitrogen content in such a way that the boron content is not 0.5 times the N content exceeds, it is avoided that the thin sheets in In the course of the annealing uncontrolled nitrogen from the Record the environment.
  • the steels according to the invention can also be up to Contain 0.002% by mass of vanadium, because with this Limits at V no negative influences of the vanadium on the properties according to the invention produced thin sheets have been found.
  • the sum of the Proportions of non-metallic inclusions in the steel according to the invention not more than 0.01% by volume be. This excludes the inclusions of alumina and Spinel one.
  • the average inclusion diameter should be 10 Do not exceed ⁇ m. To be favoured Inclusion diameter of less than 5 ⁇ m.
  • Another improvement in the uniformity of the structure Sheets produced according to the invention can be thereby achieve that the slabs or thin slabs before the Entry into the hot rolling mill. So lets a significant improvement in the structural state achieve if, for example, by a before the enema the hot strip mill arranged a compression device Reduction in width by up to 25% is carried out.
  • the thickness of the hot strip is preferably in the range of 2 mm to 4 mm, so that in the course of cold rolling on the Final thicknesses of cold rolling in the range from 86% to 95% can be achieved.
  • the nature of the tape produced according to the invention allows when entering the continuous annealing furnace quick and safe softening of the hard rolling Cold strip. It has been shown that a complete The softening occurs safely when the Annealing at a comparably low temperature of a maximum of 650 ° C is carried out in a continuous furnace, the exposure time is limited to one minute can.
  • the annealing of the cold strip is used for this purpose in a decarburizing atmosphere is carried out.
  • the result in the finished sheet set carbon content is preferably between 0.002 mass% and 0.006 mass%.
  • the nitrogen content is preferred starting from 0.001% by mass present in the hot strip 0.004 mass% of the nitrogen content in the course of Continuous annealing to 0.008% by mass up to 0.015% by mass elevated.
  • the dimensional accuracy and the properties of the Finest sheet produced according to the invention can finally can be further improved in that the cold strip is subjected to re-rolling after annealing which preferably achieves a degree of re-rolling of up to 20% become.
  • properties can be a steel that according to the invention (in% by mass) 0.0015 - 0.0080% C, 0.15 - 0.25% Mn, ⁇ 0.02% P, 0.005 - 0.03% S, ⁇ 0.02% Si, 0.0080 - 0.06% Al, 0.0010 - 0.020% N, ⁇ 0.05% Cr, ⁇ 0.5% Ni, ⁇ 0.05% Cu, ⁇ 0.02% Sn, ⁇ 0.01% Mo, ⁇ 0.0005% Ti, ⁇ 0.0005% Nb, ⁇ 0.0020% V, ⁇ 0.007% B, ⁇ 0.05% Co, optionally Se and / or Te, the sum the contents of Se, Te and S not more than 0.03% and the rest iron and unavoidable Contains impurities in an excellent way for that Production of thin sheets of the type in question use.
  • the niobium content preferably to 0.0001 mass% or even 0.00005 % By mass and the titanium content to a maximum of 0.0003% by mass limited. Also the sum of the shares non-metallic inclusions on the steel preferably not more than 0.01% by volume.
  • Table 1 shows the compositions of steels according to the invention E1 to E15 and Comparative steels V1 to V21 recorded.
  • the Oxygen levels of the relevant steels were in the Range of steels of the type in question usual impurities on this element. They cheat typically 10-20 ppm.
  • Table 2 shows E1-E15 and V1-V21 for each of the steels those used in processing Process parameters, the texture coverage density of the receive sheet metal and an evaluation of the Pickling of the hot strip, the purity and the Structural homogeneity of the finished sheet is specified.
  • the steels E1 to E15 and Comparative steels V1 to V21 are continuous poured into thin slabs in the strand and then been cooled. After cooling, the thin slabs are been reheated.
  • regulated in a Temperature range from 1080 ° C to 1150 ° C Rewarming temperature is in the column "Ah.”
  • Table 2 noted a "J”.
  • the thin slabs then ran into the hot strip mill, in which they were rolled in several passes continuously to the respective hot strip thickness given in Table 2.
  • the degree of forming achieved over the two rolling stands passed at the end of the hot rolling mill was at least 16% in each case.
  • the hot rolling end temperatures ET which are just above the Ar 3 temperature, are given in Table 2.
  • the strip is on one Cold strip thickness of less than 0.3 mm, for example 0.16 mm to 0.25 mm, cold rolled.
  • the cold strip is in a continuous annealing Temperatures of up to 650 ° C and a dwell time annealed for a maximum of one minute.
  • a Decarburization has been carried out in the column "DESCAL.”
  • Table 2 the amount in "ppm" to the carbon content has been reduced.
  • examples marked with "K” decarburization has not been carried out.
  • a good purity is when the crowd is all non-metallic inclusions 100 ppm by volume not exceeds, the diameter of the inclusions are preferably less than 5 microns.
  • the thin sheets according to the invention are made available for the DWI can manufacturing process (well drawing and subsequent high-speed drawing), for packaging purposes or for the production of deep-drawn products.
  • the ultrafine sheet products are suitable for a subsequent electrolytic Sn coating, foil coating or for the production of composite materials.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech mit einer Kaltband-Enddicke von höchstens 0,3 mm, bei dem ein Stahl, der (in Masse-%) C: 0,0015 - 0,0080 %, Mn: 0,15 - 0,25 %, P: <= 0,02 %, S: 0,005 - 0,03 %, Si: <= 0,02 %, Al: 0,0080 - 0,06 %, N: 0,0010 - 0,020 %, Cr: <= 0,05 %, Ni: <= 0,5 %, Cu: <= 0,05 %, Sn: <= 0,02 %, Mo: <= 0,01 %, Ti: <= 0,0005 %, Nb: <= 0,0005 %, V: <= 0,002 %, B: <= 0,007 %, Co: <= 0,05 %, wahlweise Se und / oder Te, wobei die Summe der Gehalte an Se, Te und S nicht mehr als 0,03 % beträgt, und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, zu Brammen oder Dünnbrammen vergossen wird, bei dem die Brammen oder Dünnbrammen abgekühlt werden, bei dem die Brammen oder Dünnbrammen auf eine Temperatur im Bereich von 1080 °C bis 1150 °C bei einer maximal acht Stunden betragenden Haltezeit wiedererwärmt werden, bei dem die Brammen oder Dünnbrammen in mehreren Stichen in einer Warmwalzstraße bei einer oberhalb der Ar3-Temperatur liegenden Endwalztemperatur zu jeweils einem Warmband warmgewalzt werden, bei dem das Warmband bei einer im Bereich von 590 °C bis 660 °C liegenden Haspeltemperatur gehaspelt wird, bei dem das Warmband anschließend zu Kaltband kaltgewalzt wird und bei dem das Kaltband einer Glühung im Durchlaufofen unterzogen wird. Das derart erzeugte Feinstblech weist bei einer kostengünstigen Herstellung besonders gute Verformungseigenschaften auf.

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech mit einer Kaltband-Enddicke von höchstens 0,3 mm. Derartige auch "Weißbleche" genannte Feinstbleche werden typischerweise als Verpackungen, für die Herstellung von Dosen oder anderen Tiefziehprodukten eingesetzt. Insbesondere bei der DWI("Drawing an Wall-Ironing")-Dosenfertigung werden hohe Anforderungen an die Homogenität des Materials und seiner Eigenschaften gestellt. Diese Forderungen bedingen bei dem verwendeten Stahl eine Mikrostruktur mit einer möglichst gleichförmigen Ausbildung des Korns. Größere Kornstreckungen, d.h. Körner, bei denen das Verhältnis Länge des Korns zu dessen Breite mehr als 1,4 beträgt, erfüllen die an ein gut verarbeitbares Feinstblech gestellten Anforderungen nicht.
Ein Verfahren zur Herstellung von für die Dosenherstellung bestimmten Blechen ist aus der EP 0 896 069 A1 bekannt. Gemäß diesem bekannten Verfahren wird ein Stahl verarbeitet, der einen besonders geringen Al-Gehalt von maximal 0,001 % aufweist. Der derart zusammengesetzte Stahl wird bei einer oberhalb von Ar3 liegenden Endtemperatur warmgewalzt und anschließend bei einer Temperatur gehaspelt, die unter 620 °C, vorzugsweise im Bereich von 530 °C bis 570 °C, liegt. Als Begründung für den niedrigen Al-Gehalt wird in der EP 0 896 069 A1 angegeben, daß nur bei Beachtung dieser Obergrenze ein Gefüge erhalten wird, bei dem die Körner in einem für die geforderte Verformbarkeit ausreichenden Maße gleichförmig ausgebildet sind.
Aus den gleichen Gründen enthält der aus der EP 0 917 594 B1 bekannten Stahl für die Herstellung von Dosen Al-Gehalte von maximal 0,005 %. Zusätzlich weist dieser bekannte Stahl als notwendige Bestandteile 0,0005 bis 0,005 % Bor und 0,14 bis 0,25 Gew.-% Mn auf, um die gewünschten Eigenschaften zu erreichen. Der derart zusammengesetzte Stahl wird bei einer oberhalb Ar3 - 10 °C liegenden Endtemperatur warmgewalzt und bei ein einer unter 700 °C liegenden Haspeltemperatur gehaspelt. Dabei werden als besonders bevorzugt Warmwalzendtemperaturen im Bereich von 900 °C ± 30 °C kombiniert mit Haspeltemperaturen im Bereich von 670 °C ± 20 °C empfohlen.
Bei Beachtung der in der EP 0 896 069 A1 und der EP 0 917 594 B1 vorgeschriebenen Beschränkung des Al-Gehaltes wird ein Gefüge erhalten, welches eine gutes Verhalten des Stahls beim Tiefziehen sicherstellt. Zudem lassen die niedrigen Al-Gehalte eine gute Homogenität des Feinstblechs in Längs- und Querrichtung erwarten, so daß sich die Herstellung von Dosen mit einem solchen Material sicher durchführen läßt. Der mit der Erzeugung derart geringe Al-Gehalte aufweisenden Stähle verbundene Aufwand ist jedoch erheblich. Insbesondere steht Aluminium als kostengünstiges Mittel zur Desoxidation des Stahls nicht zur Verfügung. Ebenso machen die geringen Al-Gehalte hohe Wiedererwärmungstemperaturen und gleichfalls hohe Haspeltemperaturen erforderlich.
Ein weiteres Verfahren zur Herstellung von Dosen, bei dem jedoch ein Stahl mit im Bereich von 0,02 bis 0,05 % liegenden Al-Gehalten verarbeitet wird, ist aus der EP 0 659 890 B1 bekannt. Der Al-Gehalt ist dabei auf den Stickstoffgehalt des Stahls so abgestimmt, daß der Stickstoff im wesentlichen vollständig zu AlN abgebunden wird. Gleichzeitig weist dieser bekannte Stahl Mn-Gehalte von 0,5 bis 3 % auf, um auch bei den extrem niedrigen Kohlenstoffgehalten von Stählen der hier in Rede stehenden Art eine ausreichende Festigkeit zu erreichen. Schließlich empfiehlt die EP 0 659 890 B1, dem Stahl unter Berücksichtung einer Obergrenze von 0,04 Gew.-% auf den Kohlenstoffgehalt abgestimmte Gehalte an Niob zuzugeben, um das Alterungsverhalten des verarbeiteten Stahles zu verbessern. Der derart zusammengesetzte bekannte Stahl wird bei Endtemperaturen oberhalb von Ar3 warmgewalzt, gezielt abgekühlt und anschließend bei Temperaturen im Bereich von 400 °C bis 550 °C gehaspelt. Nach dem Kaltwalzen wird das erhaltene Kaltband in einem Durchlaufglühofen bei Temperaturen geglüht, die oberhalb der Rekristallisationstemperatur, vorzugsweise oberhalb von 870 °C, liegen. Die hohen Gehalte an Mn und die ggf. zusätzlich vorgesehenen Gehalte an Nb führen zwar zu erhöhten Festigkeiten, bewirken jedoch gleichzeitig im Hinblick auf die typischen Verwendungen von Feinstblechen der hier in Rede stehenden Art zu ungünstigen Eigenschaften. Auch müssen hohe Glühtemperaturen beim Rekristallisationsglühen eingestellt werden. Anders läßt sich gemäß dem aus der EP 0 659 890 B1 bekannten Verfahren die erforderliche Entfestigung des Feinstblechs nicht erreichen.
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren anzugeben, welches die kostengünstige Herstellung von insbesondere für Verpackungszwecke und für die Verarbeitung zu Dosen geeigneten Feinstblechen mit guten Verformungseigenschaften ermöglicht. Ebenso soll eine für diese Verwendung besonders geeignete Stahlzusammensetzung geschaffen werden.
Ausgehend von dem voranstehend erläuterten Stand der Technik wird diese Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech, dessen Enddicke höchstens 0,3 mm, insbesondere 0,16 mm bis 0,25 mm beträgt, gelöst, bei dem ein Stahl, der (in Masse-%) 0,0015 - 0,0080 % C, 0,15 - 0,25 % Mn, ≤ 0,02 % P, 0,005 - 0,03 % S, ≤ 0,02 % Si, 0,0080 - 0,06 % Al, 0,0010 - 0,020 % N, ≤ 0,05 % Cr, ≤ 0,5 % Ni, ≤ 0,05 % Cu, ≤ 0,02 % Sn, ≤ 0,01 % Mo, ≤ 0,0005 % Ti, < 0,0005 % Nb, ≤ 0,0020 % V, ≤ 0,007 % B, ≤ 0,05 % Co, wahlweise Se und / oder Te, wobei die Summe der Gehalte an Se, Te und S nicht mehr als 0,03 % beträgt, und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, zu Brammen oder Dünnbrammen vergossen wird, bei dem die Brammen oder Dünnbrammen abgekühlt werden, bei dem die Brammen oder Dünnbrammen auf eine Temperatur im Bereich von 1080 °C bis 1150 °C bei einer maximal acht Stunden betragenden Haltezeit wiedererwärmt werden, bei dem die Brammen oder Dünnbrammen in mehreren Stichen in einer Warmwalzstraße bei einer oberhalb der Ar3-Temperatur liegenden Endwalztemperatur zu jeweils einem Warmband warmgewalzt werden, bei dem das Warmband bei einer im Bereich von 590 °C bis 660 °C liegenden Haspeltemperatur gehaspelt wird, bei dem das Warmband anschließend zu Kaltband kaltgewalzt wird und bei dem das Kaltband einer Glühung im Durchlaufofen unterzogen wird.
Überraschend hat sich gezeigt, daß sich bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise Feinstbleche herstellen lassen, die auch bei höheren Al-Gehalten ein homogenes Gefüge mit im wesentlichen equiaxial ausgebildeten Körnern besitzen. Auf diese Weise kann Aluminium zur kostengünstigen Desoxidation des Stahls verwendet werden. Denn die erfindungsgemäß erzeugten Feinstbleche sind trotz der Anwesenheit höherer Al-Gehalte so beschaffenen, daß sie über ihre Breite und Länge gleichmäßig verteilt gute Eigenschaften aufweisen, die zu einer besonders guten Umformbarkeit, einer geringen Zipfligkeit, einem guten Alterungsverhalten und einem unkritischen Rekristallisationsverhalten führen. Im Mittelpunkt der erfindungsgemäß vorgenommenen Abstimmung der Verfahrensschritte und der verwendeten Legierung steht dabei die weitestgehende Unschädlichmachung von im Stahl nach der Brammenerwärmung gelöst vorliegendem Schwefel und Titan schon beim Warmwalzen. Daher wird das Herstellverfahren erfindungsgemäß so geführt, daß der im Warmband vorliegende Ausscheidungszustand nahezu ohne Veränderung auf das erhaltene Feinstblech übertragen wird.
Auf diese Weise wird erreicht, daß sich bei erfindungsgemäßer Herstellung nur in vernachlässigbarer Menge Feinstausscheidungen, insbesondere Kupfersulfide, nachweisen lassen, die einen Durchmesser von weniger als 50 nm besitzen. Infolgedessen besteht die Mikrostruktur erfindungsgemäß erzeugter Bleche aus einem weitestgehend ungestreckten ferritischem Gefüge, welches durch ein Verhältnis der Längserstreckung zur Breite des Korns von weniger als 1,35 gekennzeichnet ist. Der mittlere Korndurchmesser liegt dabei typischerweise im Bereich von 7 bis 14 µm (bildanalytisch bestimmt), bevorzugt 8 bis 10 µm, mit einer gegenüber herkömmlicher Erzeugung stärker ausgeprägten Textur (höherer Gammafaserbelegungsdichte). Es ist festgestellt worden, daß bei erfindungsgemäß erzeugten Feinstblechen eine Poldichte der {111}<112>-Orientierung von mindestens 14 vorliegt.
Aufgrund seiner Beschaffenheit ist erfindungsgemäß erzeugtes Feinstblech insbesondere für die Beschichtung mit einer Zinnauflage geeignet. Dies gilt insbesondere dann, wenn die im rekristallisierten Feinstblech meßbaren Korngrößen zwischen 7 bis 10 µm betragen.
Wesentlichen Einfluß auf die Beschaffenheit des erfindungsgemäß erzeugten Feinstblechs hat die in einem relativ niedrigen Temperaturbereich erfolgende Wiedererwärmung der ggf. durch kontinuierliches, im Strang erfolgendes Vergießen erzeugten Brammen bzw. Dünnbrammen. Diese Wiedererwärmung wird in einem konventionellen, drei Erwärmungszonen (Vorwärmzone, Heizzone, Ausgleichszone) aufweisenden Ofen in drei Stufen so vorgenommen, daß ein besonders homogener, hinsichtlich der Sulfidausbildung genau definierter Ausscheidungszustand erreicht wird. Die dabei eingehaltenen Wiedererwärmungstemperaturen lagen im Bereich von 1080 °C bis 1150 °C.
Ziel dieser Maßnahme ist es, daß der Schwefel im abgekühlten Warmband nahezu vollständig in für die Ti-Abbindung ausreichender Dispersion ausgeschieden vorliegt. Die Größe der ausgeschiedenen Sulfide soll dabei im Durchmesser 50 nm nicht unter- und 2 µm nicht überschreiten. Überwiegend sollen gröbere Sulfide vorliegen. Bevorzugt werden mittels Mikrosondenuntersuchung bestimmbare Sulfide mit mittleren Durchmessern von 0,5 bis 1,2 µm. Die durch transmissionselektronenmikroskopische Untersuchungen anhand von Ausziehabdrucken bestimmbaren feinsten Sulfide mit Durchmessern kleiner 50 nm sind unerwünscht. Dies gilt insbesondere für weniger als 50 nm große, höhere Anteile an Kupfer enthaltende Feinstausscheidungen, weil sie zu einer deutlichen Herabsetzung der Qualität erfindungsgemäß erzeugter Feinstbleche führen würden. Da im Warmband feinst ausgeschiedene Sulfide ein Indikator für weiteren noch gelöst vorliegenden Schwefel sind, der die Entfestigung durch seine Ausscheidung stören würde, sind derartige Ausscheidungszustände erfindungsgemäß zu vermeiden.
Durch die Begrenzung der Haltezeit im Ofen auf acht Stunden wird verhindert, daß sich der Schwefel vollständig auflösen und infolgedessen zu Feinstauscheidung führen kann.
Damit die Sulfide nicht als Ausscheidungen im Zuge der abschließenden Glühung im Durchlaufofen zu einer Verzögerung der Rekristallisation führen, wird das Warmwalzen erfindungsgemäß so durchgeführt, daß die Warmwalzendtemperatur knapp oberhalb der Ar3-Temperatur liegt.
Auch die Haspeltemperatur ist so abgestimmt, daß eine optimale Ausscheidung des Schwefels erfolgt. Bei einer unterhalb von 590 °C liegenden Haspeltemperatur würde es nicht mehr zur Ausscheidung von Schwefel kommen. Dadurch, daß die Haspeltemperatur gleichzeitig auf maximal 660 °C beschränkt ist, wird eine zu starke Verzunderung des Warmbands vermieden, welche andernfalls ein verstärktes Beizen des Bandes erforderlich machen würde. Optimierte Herstellungsergebnisse lassen sich erreichen, wenn die Haspeltemperatur im Bereich von 600 °C bis 630 °C liegt. Dabei erweist sich die Kombination der erfindungsgemäß niedrig gewählten Wiedererwärmungstemperatur mit einer ebenso verhältnismäßig niedrigen Haspeltemperatur wegen der damit einhergehenden Abbindung von Titan als günstig im Hinblick auf das Rekristallisationsverhalten des erfindungsgemäß erzeugten Stahls.
Hinsichtlich der Zusammensetzung ist von besonderer Bedeutung, daß in erfindungsgemäß verwendetem Stahl nur minimale Gehalte an Titan und Niob vorhanden sind. Vorzugsweise ist daher der der maximale Gehalt an Niob auf 0,0001 % und der maximale Gehalt an Titan auf 0,0003 Masse-% beschränkt, wobei eine möglichst weitgehende Minimierung der Anteile dieser Elemente an der erfindungsgemäßen Legierung angestrebt wird. Dem entspricht die weitere Ausgestaltung der Erfindung, gemäß der der Nb-Gehalt auf weniger 0,0001 Masse-% oder sogar weniger als 0,00005 Masse-% abgesenkt ist. Es ist festgestellt worden, daß höhere Gehalte an Mikroelementsspuren zu einer deutlichen Verschlechterung des Entfestigungsverhaltens erfindungsgemäß erzeugter Feinstbleche führen. Darüber hinaus haben höhere Spurengehalte an Titan und Niob einen negativen Einfluß auf die Gleichförmigkeit der Kornform. Es hat sich darüber hinaus gezeigt, daß sich bei höheren Gehalten an Titan und Niob unerwünscht hohe Kornstreckungen einstellen, und zwar auch dann, wenn der Schwefel im Warmband zum wesentlichen Teil gelöst vorliegt.
Gehalte an Bor im Bereich von 0,0004 Masse-% bis 0,007 Masse-% wirken sich positiv auf die Entstehung eines globularen Gefüges aus. So verhindert Bor, daß Schwefel in Lösung geht und im Warmband zeilenförmige Seigerungen bildet, die sich ungünstig auf die Verformbarkeit des Feinstblechs auswirken würden. Wird der Gehalt an Bor dabei auf den Stickstoff-Gehalt derart abgestimmt, daß der Bor-Gehalt das 0,5-fache des N-Gehaltes nicht übersteigt, so wird vermieden, daß die Feinstbleche im Zuge der Glühung unkontrolliert Stickstoff aus der Umgebung aufnehmen.
Gehalte an Nickel von bis zu 0,05 Masse-% bewirken eine Ausdehnung des Austenitbereichs bis hin zu niedrigeren Warmbandtemperaturen. Auf diese Weise kann die Entstehung von im Hinblick auf die Verformbarkeit von Feinstblechen der erfindungsgemäßen Art ungünstigen zeilenförmigen Ausscheidung besonders sicher vermieden werden. Zudem verbessern Gehalte an Ni die Zähigkeit des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls.
Die erfindungsgemäßen Stähle können zudem bis zu 0,002 Masse-% Vanadium enthalten, weil bei unter dieser Grenze liegenden Gehalten an V keine negativen Einflüsse des Vanadiums auf die Eigenschaften erfindungsgemäß erzeugter Feinstbleche festgestellt worden sind.
Da nichtmetallische Einschlüsse einen negativen Einfluß auf das Umformverhalten haben, sollte die Summe der Anteile nichtmetallischer Einschlüsse an dem erfindungsgemäßen Stahl nicht mehr als 0,01 Volumen-% betragen. Dies schließt die Einschlüsse an Tonerde und Spinell ein. Der mittlere Einschlußdurchmesser sollte 10 µm nicht überschreiten. Bevorzugt werden Einschlußdurchmesser von weniger als 5 µm.
Eine weitere Verbesserung der Gleichmäßigkeit des Gefüges erfindungsgemäß erzeugter Bleche läßt sich dadurch erreichen, daß die Brammen oder Dünnbrammen vor dem Eintritt in die Warmwalzstraße gestaucht werden. So läßt sich eine bedeutende Verbesserung des Gefügezustands erreichen, wenn beispielsweise durch eine vor dem Einlauf der Warmbandstraße angeordnete Staucheinrichtung eine Reduzierung der Breite um bis zu 25 % durchgeführt wird.
Auch dadurch, daß der in den beiden letzten Stichen beim Warmwalzen erreichte Umformgrad jeweils mindestens 16 % beträgt, kann die Homogenität des Gefüges optimiert werden.
Die Dicke des Warmbands liegt bevorzugt im Bereich von 2 mm bis 4 mm, so daß im Zuge des Kaltwalzens auf die Enddicke Kaltwalzgrade im Bereich von 86 % bis 95 % erreicht werden.
Die Beschaffenheit des erfindungsgemäß erzeugten Bandes beim Eintritt in den Durchlaufglühofen ermöglicht eine schnelle und sichere Entfestigung des walzharten Kaltbandes. Es hat sich gezeigt, daß eine vollständige Entfestigung sich schon dann sicher einstellt, wenn die Glühung bei einer vergleichbar niedrigen Temperatur von höchstens 650 °C im Durchlaufofen durchgeführt wird, wobei die Einwirkdauer auf eine Minute begrenzt werden kann.
Durch Kohlenstoffgehalte von mindestens 0,004 Masse-% kann ein zu grobes Warmbandgefüge vermieden werden. Da aber hohe Kohlenstoffgehalte am Feinstblech unerwünschte Alterungseffekte hervorrufen können, ist es günstig, den Kohlenstoffgehalt nach der Warmbanderzeugung zu vermindern. Gemäß einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird dazu die Glühung des Kaltbandes genutzt, die zu diesem Zweck in einer entkohlenden Atmosphäre durchgeführt wird. Der dadurch im fertigen Blech eingestellte Kohlenstoffgehalt beträgt vorzugsweise zwischen 0,002 Masse-% und 0,006 Masse-%. Durch die im Durchlaufofen durchgeführte Entkohlung kann so das Alterungsverhalten des erhaltenen Feinstblech gezielt eingestellt werden.
Indem die Glühung des Kaltbandes in einer aufstickenden Atmosphäre durchgeführt wird, läßt sich alternativ oder ergänzend die Festigkeit des Feinstblechs kontrolliert beeinflussen. Dabei wird bevorzugt der Stickstoffgehalt ausgehend von im Warmband vorliegenden 0,001 Masse-% bis 0,004 Masse-% der Stickstoffgehalt im Zuge der Durchlaufglühung auf 0,008 Masse-% bis zu 0,015 Masse-% erhöht.
Die Maßhaltigkeit und die Eigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Feinstblech können schließlich dadurch noch weiter verbessert werden, daß das Kaltband nach dem Glühen einer Nachwalzung unterzogen wird, bei der vorzugsweise Nachwalzgrade von bis zu 20 % erreicht werden.
Aufgrund seiner voranstehend im einzelnen schon erläuterten Eigenschaften läßt sich ein Stahl, der erfindungsgemäß (in Masse-%) 0,0015 - 0,0080 % C, 0,15 - 0,25 % Mn, ≤ 0,02 % P, 0,005 - 0,03 % S, ≤ 0,02 % Si, 0,0080 - 0,06 % Al, 0,0010 - 0,020 % N, ≤ 0,05 % Cr, ≤ 0,5 % Ni, ≤ 0,05 % Cu, ≤ 0,02 % Sn, ≤ 0,01 % Mo, ≤ 0,0005 % Ti, ≤ 0,0005 % Nb, ≤ 0,0020 % V, ≤ 0,007 % B, ≤ 0,05 % Co, wahlweise Se und / oder Te, wobei die Summe der Gehalte an Se, Te und S nicht mehr als 0,03 % beträgt, und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, in hervorragender Weise für die Herstellung von Feinstblechen der in Rede stehenden Art verwenden. Dies gilt insbesondere dann, wenn der maximale Gehalt an Mikrolegierungselementspuren auf ein Minimum reduziert ist. Aus diesem Grund ist der Gehalt an Niob vorzugsweise auf 0,0001 Masse-% oder sogar auf 0,00005 Masse-% und der Gehalt an Titan auf maximal 0,0003 Masse-% beschränkt. Auch sollte die Summe der Anteile nichtmetallischer Einschlüsse an dem Stahl vorzugsweise nicht mehr als 0,01 Volumen-% betragen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In Tabelle 1 sind die Zusammensetzungen von erfindungsgemäßen Stählen E1 bis E15 und Vergleichsstählen V1 bis V21 verzeichnet. Die Sauerstoffgehalte der betreffenden Stähle lagen im Bereich der bei Stählen der in Rede stehenden Art üblichen Verunreinigungen an diesem Element. Sie betrugen typischerweise 10 - 20 ppm.
In Tabelle 2 sind für jeden der Stähle E1-E15 und V1-V21 die bei der Verarbeitung angewendeten Verfahrensparameter, die Textur-Belegungsdichte des erhalten Feinstblechs sowie eine Bewertung der Beizbarkeit des Warmbands, der Reinheit und der Gefügehomogenität des fertigen Feinstblechs angegeben.
Die erfindungsgemäßen Stählen E1 bis E15 und Vergleichsstählen V1 bis V21 sind jeweils kontinuierlich im Strang zu Dünnbrammen vergossen und anschließend abgekühlt worden. Nach der Abkühlung sind die Dünnbrammen wiederwärmt worden. Bei denjenigen Beispielen, die in erfindungsgemäßer Weise geregelt auf eine im Temperaturbereich von 1080 °C bis 1150 °C liegende Wiedererwärmungstemperatur erwärmt worden sind, ist in der Spalte "Ah." der Tabelle 2 ein "J" vermerkt.
Nach der Wiedererwärmung und vor ihrem Eintritt in eine mehrgerüstige Warmwalzstraße sind bei den in der Spalte "St." der Tabelle 2 mit "J" gekennzeichneten Stählen die Dünnbrammen einer Stauchung unterzogen worden. Im Zuge dieser Stauchung ist die Breite der Brammen von 1500 mm auf 1200 mm vermindert worden, was einer Reduzierung der Breite um 20 % entspricht.
Anschließend sind die Dünnbrammen in die Warmbandstaffel eingelaufen, in der sie in mehreren Stichen kontinuierlich auf die jeweilige in Tabelle 2 angegebene Warmbanddicke gewalzt worden sind. Der über den beiden am Ende der Warmwalzstaffel durchlaufenen Walzgerüsten erreichte Umformgrad betrug jeweils mindestens 16 %. Die jeweils knapp oberhalb der Ar3-Temperatur liegenden Warmwalzendtemperaturen ET sind in Tabelle 2 angegeben.
Das die Warmwalzstraße verlassende jeweilige Warmband ist dann bei den in Tabelle 2 angegebenen Haspeltemperaturen HT gehaspelt worden.
Die sich nach dem Haspeln einstellende Beizbarkeit des erhaltenen Warmbands ist mit "G" = "Gut", "M" = "akzeptabel" oder "S" = "Schlecht" bewertet worden. Die Beurteilungsergebnisse sind in der Spalte "Beiz" der Tabelle 2 eingetragen.
Bei der darauffolgenden Kaltwalzung ist das Band auf eine Kaltbanddicke von weniger als 0,3 mm, beispielsweise 0,16 mm bis 0,25 mm, kaltgewalzt worden.
Anschließend ist das Kaltband in einer Durchlaufglühe bei Temperaturen von maximal 650 °C und einer Verweildauer von maximal einer Minute geglüht worden. Zu denjenigen Beispielen, bei denen im Zuge der Durchlaufglühung eine Entkohlung durchgeführt worden ist, ist in der Spalte "Entk." der Tabelle 2 der Betrag in "ppm" angegeben, um den der Kohlenstoffgehalt gesenkt worden ist. Bei den in der Spalte "Entk." mit "K" gekennzeichneten Beispielen ist keine Entkohlung durchgeführt worden.
Nach dem Durchlaufglühen sind die Kaltbänder schließlich nachgewalzt worden. Die dabei erreichten Nachwalzgrade sind in der Spalte "Nwg" der Tabelle 2 angegeben.
Anschließend ist eine Bewertung der erhaltenen Feinstbleche durchgeführt worden. Dabei sind zunächst die Reinheit (Tabelle 2: Spalte "Rein") und die Gefügehomogenität (Tabelle 2: Spalte "Gef.") mit "G" = "Gut", "M" = "akzeptable" oder "S" = "Schlecht" eingestuft worden.
Eine gute Reinheit liegt vor, wenn die Menge aller nichtmetallischen Einschlüsse 100 Volumen-ppm nicht überschreitet, wobei die Durchmesser der Einschlüsse bevorzugt unter 5 µm liegen.
Die Gefügehomogenität über die Breite des Bandes wurde als "G" = "Gut" bewertet, wenn die Abweichung der mittleren Korndurchmesser aus den Lagen "Bandmittenachse" und "Bandkante" des fertigen Feinstblechs weniger als 1,5 µm und die Kornstreckungsabweichung zwischen diesen Lagen weniger als 0,1 betrug. Andernfalls ist sie mit "S" = "Schlecht" bewertet worden (Tabelle 2: Spalte "Gef").
Des weiteren ist die Streckung des Gefüges im Feinstblech (Tabelle 2: Spalte "Stre") überprüft worden. Als erfindungsgemäß sind dabei nur solche Beispiele angesehen worden, deren Streckungsverhältnis (Verhältnis Längs- /Quer(Breiten)Streckung) weniger als 1,35 beträgt (Tabelle 2: Spalte "Stre"). Die Kornstreckung wurde mittels eines automatischen Bildanalysesystems ermittelt. Es hat sich herausgestellt, daß subjektiv als equiaxial eingestufte Kornausbildungen bei einer Messung tatsächlich Kornstreckungen von 1,3 (Längs/Quer) aufweisen. Ein stärker gestrecktes Gefüge liegt bei Kornstreckungen > 1,40 vor. Nur Beispiele mit Kornstreckungen von höchstens 1,35 sind als erfindungsgemäß angesehen worden.
Da die Qualität des Verhaltens von Feinstblech bei der Verarbeitung zu Dosen im DWI-Prozeß durch das Grenzziehverhältnis, die Zipfelfreiheit und die reißerfreie Verarbeitbarkeit bestimmt ist, ist zudem der für das Grenzziehverhältnis wesentliche βmax-Wert und die Textur-Belegungsdichte überprüft worden. Reißerfrei verarbeitbare Feinstbleche mit hohen Belegungsdichten von mindestens 14 der Orientierung {111}<112> und βmax-Werten von mindestens 2,1 sind in der Spalte "Verh" mit "G" = "Gut" bewertet worden. Als "S" = "Schlecht" ist in dieser Kategorie ein Material bewertet worden, welches mindestens eines dieser Kriterien nicht erfüllt.
Schließlich ist eine Bewertung des Entfestigungsverhaltens erfindungsgemäß erzeugter Feinstbleche durchgeführt worden. Zu diesem Zweck ist an den Beispielblechen ein Entfestigungsversuch durchgeführt worden, bei dem Messungen in einer Hochtemperatur-Leitfähigkeitsapparatur vorgenommen worden sind. In dieser Apparatur wird die mit der zunehmenden Entfestigung einhergehende, charakteristische Änderung der Leitfähigkeit der untersuchten Probe erfaßt, die es zuläßt, einer bestimmten Leitfähigkeit einen bestimmten Entfestigungszustand zuzuordnen. Als Maßstab ist dabei die bei einer Temperatur von 525 °C ausgehend von einer unbehandelten, nicht entfestigten Probe bis zu einer Entfestigung von 50 % benötigte Zeit herangezogen worden. Ergeben diese Versuche für die Entfestigung benötigte Zeiten von weniger als 5000 Sekunden, so liegt eine besonders schnelle Entfestigung vor. Da erfindungsgemäß erzeugte Feinstbleche dieses Kriterium regelmäßig erfüllen (Tabelle 2: Spalte "Ez"), lassen sie sich aufgrund der für ihre Entfestigung erforderlichen niedrigen Durchlaufglühtemperatur und kurzen Verweildauer im Durchlaufofen besonders wirtschaftlich herstellen.
Nach einer erforderlichenfalls durchgeführten Beschichtung werden die erfindungsgemäßen Feinstbleche für den DWI-Dosen-Fertigungsprozeß (Näpfchenziehen und nachfolgendes Hochgeschwindigkeitsabstrecken), für Verpackungszwecke oder für die Herstellung von Tiefziehprodukten zur Verfügung gestellt. Die Feinstblechprodukte sind für eine nachfolgende elektrolytische Sn-Beschichtung, das Folienbeschichten oder für die Herstellung von Verbundwerkstoffen geeignet.
Stahl C
[%] 		Mn
[%] 		P
[%] 		S [%] Si
[%] 		Cu
[%] 		Al
[%] 		N
[%] 		Cr
[%] 		Ni
[%] 		Sn
[%] 		Ti
[ppm] 		Mo
[%] 		Nb
[ppm] 		B
[ppm]
E1 0,0023 0,22 0,006 0,0037 0,002 0,011 0,033 0,0018 0,025 0,018 0,004 1 0,0015 <1 <4
E2 0,0020 0,22 0,007 0,0050 0,005 0,009 0,024 0,0020 0,017 0,017 0,002 2 0,0010 1 <4
E3 0,0032 0,21 0,010 0,0050 0,002 0,007 0,012 0,0014 0,032 0,017 <0,002 1 0,0009 <1 <4
E4 0f0030 0,22 0,007 0,0070 0,002 0,01 0,026 0,0015 0,031 0,021 <0,002 1 0,0025 <1 <4
E5 0,0034 0,22 0,006 0,0092 0,002 0,006 0,015 0,0016 0,026 0,016 <0,002 1 0,0009 <1 <4
E6 0,0017 0,22 0,01 0,0057 0,005 0,006 0,024 0,0018 0,036 0,017 <0,002 2 0,0010 1 <4
E7 0,0014 0,22 0,010 0,0094 0,005 0,006 0,031 0,0016 0,031 0,016 <0,002 3 0,0011 1 <4
E8 0,0015 0,22 0,008 0,0054 0,004 0,007 0,028 0,0015 0,028 0,016 <0,002 2 0,0010 <1 <4
E9 0,0029 0,22 0,009 0,0050 0,002 0,011 0,028 0,0016 0,032 0,220 <0,002 1 0,0013 <1 <4
E10 0,0034 0,22 0,011 0,0058 0,005 0,006 0,025 0,0017 0,025 0,015 <0,002 1 0,0008 <1 <4
E11 0,0046 0,22 0,008 0,0036 0,009 0,007 0,024 0,0016 0,023 0,018 <0,002 3 0,0008 <1 <4
E12 0,0033 0,22 0,009 0,0039 0,002 0,013 0,023 0,0015 0,027 0,018 0,004 1 0,0009 <1 <4
E13 0,0034 0,22 0,009 0,0060 0,004 0,006 0,021 0,0015 0,026 0,020 <0,002 2 0,0009 <1 <4
E14 0,0020 0,22 0,006 0,0050 0,005 0,012 0,016 0,0023 0,027 0,015 <0,002 1 0,0010 1 19
E15 0,0030 0,22 0,007 0,0040 0,003 0,008 0,021 0,0027 0,028 0,018 <0,002 1 0,0010 1 18
V1 0,0020 0,22 0,006 0,0050 0,003 0,007 0,036 0,0017 0,026 0,018 <0,002 5 0,0013 1 <4
V2 0,0023 0,22 0,006 0,0037 0,002 0,011 0,033 0,0018 0,025 0,018 0,004 1 0,0015 <1 <4
V3 0,0020 0,21 0,01 0,0040 0,005 0,01 0,034 0,0017 0,033 0,020 <0,002 3 0,0020 1 <4
V4 0,0030 0,21 0,009 0,0080 0,011 0,008 0,029 0,0017 0,033 0,020 0,004 2 0,0013 1 <4
V5 0,0030 0,21 0,008 0,0050 0,006 0,009 0,034 0,0015 0,034 0,017 <0,002 2 0,0014 1 <4
V6 0,0030 0,21 0,011 0,0060 0,008 0,008 0,030 0,0015 0,032 0,017 <0,002 3 0,0012 1 <4
V7 0,0017 0,22 0,010 0,0069 0,004 0,006 0,023 0,0018 0,029 0,018 <0,002 2 0,0010 1 <4
V8 0,0015 0,21 0,006 0,0063 0,003 0,006 0,032 0,0022 0,021 0,018 <0,002 3 0,0010 1 <4
V9 0,0027 0,20 0,005 0,0060 0,004 0,009 0,024 0,0018 0,022 0,016 <0,003 3 0,0014 2 <4
V10 0,0030 0,20 0,005 0,0059 <0,002 0,009 0,022 0,0016 0,021 0,016 <0,003 3 0,0014 2 <4
V11 0,0020 0,21 0,012 0,0060 0,005 0,010 <0,001 0,0030 0,020 0,018 <0,002 2 0,0010 1 <4
V12 0,0020 0,21 0,012 0,0060 0,005 0,010 <0,001 0,0030 0,020 0,018 <0,002 2 0,0010 1 <4
V13 0,0012 0,19 0,010 0,0058 0,004 0,006 0,013 0,0018 0,026 0,019 <0,002 1 0,0034 <1 <4
V14 0,0032 0,21 0,010 0,0050 0,002 0,007 0,012 0,0014 0,032 0,017 <0,002 2 0,0009 <1 <4
V15 0,0026 0,21 0,009 0,0040 0,002 0,012 0,025 0,0015 0,031 0,019 <0,002 5 0,0014 1 <4
V16 0,0027 0,23 0,006 0,0040 0,002 0,008 0,020 0,0021 0,027 0,018 0,002 3 0,0012 2 <4
V17 0,0035 0,23 0,005 0,0042 <0,002 0,008 0,016 0,0015 0,022 0,016 0,003 4 0,0009 3 <4
V18 0,0031 0,22 0,008 0,0060 0,003 0,010 0,026 0,0015 0,031 0,020 <0,002 7 0,0012 0 <4
V19 0,0036 0,21 0,012 0,0100 0,004 0,007 0,025 0,0018 0,034 0,019 <0,002 2 0,0009 <1 <4
V20 0,0036 0,21 0,009 0,0067 0,007 0,007 0,035 0,0017 0,030 0,015 <0,002 2 0,0009 <1 <4.
V21 0,0037 0,22 0,012 0,0084 0,011 0,006 0,015 0,0017 0,035 0,016 <0,002 1 0,0007 1 <4
Stahl WB
[mm] 		Ah. St. Verf
[%] 		ET
[°C] 		HT
[°C] 		Beiz Rein Gef. Stre Textur Verh Eritk.
[ppm] 		Nwg
[%] 		Ez
[103s]
E1 3,0 J J 20 892 595 G G G 1,28 15 G 10 1 2,9
E2 3,3 J J 22 890 610 G G G 1,30 16 M K 1 3,5
E3 3,8 J N 16 890 620 G G G 1,20 18 G 10 1 2,4
E4 3,8 J J 20 905 600 G G G 1,22 17 G 10 1 2,5
E5 3,2 J N 15 897 619 G G M 1,26 18 G 10 1 1,6
E6 2,7 J N 16 900 593 G G M 1,29 15 G K 1 3,7
E7 3,0 J N 12 900 595 G G M 1,34 13 G K 1 3,9
E8 3,0 J N 12 890 595 G G M 1,29 13 G 10 1 2,2
E9 3,3 J N 17 895 625 G G M 1,27 16 G 10 1 2,5
E10 3,0 J N 18 889 607 G G M 1,28 17 G K 1 2,5
E11 3,2 J N 18 890 598 G G M 1,32 15 G K 1 3
E12 3,3 J N 20 890 629 G G M 1,25 16 G K 1 2,3
E13 3,2 J N 19 903 628 G G M 1,27 16 G 10 1 3
E14 3,2 J J 20 902 615 G G G 1,25 20 G 10 1 3,8
E15 3,2 J N 20 905 620 G G M 1,25 19 G 10 1 3,6
V1 3,0 N N 19 904 603 G G S 1,42 14 G K 1 13
V2 3,0 N N 20 902 601 G G S 1,37 12 G K 1 3,2
V3 3,0 N N 14 924 649 M G S 1,38 13 M K 1 5,5
V4 3,0 N N 12 900 601 G G S 1,42 14 M K 1 5,8
V5 3,0 N N 13 893 624 G G S 1,39 12 S K 1 5,3
V6 3,0 N N 13 898 614 G G S 1,42 13 S K 1 5,4
V7 3,0 N N 12 895 599 G G S 1,45 11 M K 1 2,8
V8 3,0 N N 13 891 601 G G S 1,41 14 M K 1 7,8
V9 3,0 N J 21 908 604 G G G 1,41 17 G 10 1 12
V10 3,0 N J 14 908 604 G G M 1,45 15 G 10 1 15
V11 3,0 N J 20 915 683 S S G 1,30 11 G K 1 2,5
V12 3,0 N J 20 899 600 G S G 1,43 15 M K 1 2,8
V13 3,0 N N 16 920 610 G G S 1,45 12 M K 1 3,1
V14 3,8 N N 16 900 610 G G G 1,36 14 M K 1 3,8
V15 3,8 J J 20 902 598 G G G 1,30 14 M K 1 10
V16 3,2 J N 18 897 621 G G M 1,50 13 S K 1 8
V17 3,2 J J 19 895 599 G G M 1,47 12 S K 1 11
V18 3,2 J J 19 905 596 G G G 1,54 13 S K 1 10,5
V19 3,2 J N 17 899 645 M G M 1,26 15 S K 1 3,5
V20 3,2 J N 15 901 755 S G M 1,27 14 M K 1 3,2
V21 3,2 J N 17 901 690 S G M 1,24 15 G K 1 4,3
Erläuterungen:   WB:   Warmbanddicke
   Al:   Aluminium-Gehalt
   Ah:   Geregelte Aufheizung (J = "JA", N = "Nein")
   St:   Stauchung um 300 mm (J = "JA", N = "Nein")
   Verf:   Verformung im letzten Walzgerüst der Warmbandstraße
   ET:   Warmband-Endwalztemperatur
   HT:   Warmband-Haspeltemperatur
   Beiz:   Bewertung der Walzbarkeit des Warmbands (G = "Gut", M = "akzeptable", S = "Schlecht)
   Rein:   Reinheit / Einschlußvolumen (G = "Gut", M = "akzeptable", S = "Schlecht)
   Gef:   Gefügehomogenität (G = "Gut", M = "akzeptable", S = "Schlecht)
   Stre:   Feinblech-Gefügestreckung
   Textur:   Textur-Belegungsdichte {111}<112>
   Verh.:   Verarbeitungsverhalten (G = "Gut", M = "akzeptable", S = "Schlecht)
   Eritk:   Entkohlung (Abnahme des Kohlenstoffgehalts in ppm, K = "keine Entkohlung")
   Nwg:   Nachwalzgrad
   Ez:   Entfestigungszeit in Sekunden * 1000

Claims (32)

  1. Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech mit einer Kaltband-Enddicke von höchstens 0,3 mm,
    bei dem ein Stahl, der (in Masse-%) C 0,0015 - 0,0080 %, Mn 0,15 - 0,25 %, P ≤ 0,02 %, S 0,005 - 0,03 %, Si ≤ 0,02 %, Al 0,0080 - 0,06 %, N 0,0010 - 0,020 %, Cr ≤ 0,05 %, Ni ≤ 0,5 %, Cu ≤ 0,05 %, Sn ≤ 0,02 %, Mo ≤ 0,01 %, Ti ≤ 0,0005 %, Nb ≤ 0,0005 %, V ≤ 0,0020 %, B ≤ 0,007 % Co ≤ 0,05 %,
    wahlweise Se und / oder Te, wobei die Summe der Gehalte an Se, Te und S nicht mehr als 0,03 % beträgt, und
    als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, zu Brammen oder Dünnbrammen vergossen wird,
    bei dem die Brammen oder Dünnbrammen abgekühlt werden,
    bei dem die Brammen oder Dünnbrammen auf eine Temperatur im Bereich von 1080 °C bis 1150 °C bei einer maximal acht Stunden betragenden Haltezeit wiedererwärmt werden,
    bei dem die Brammen oder Dünnbrammen in mehreren Stichen in einer Warmwalzstraße bei einer oberhalb der Ar3-Temperatur liegenden Endwalztemperatur zu jeweils einem Warmband warmgewalzt werden,
    bei dem das Warmband bei einer im Bereich von 590 °C bis 660 °C liegenden Haspeltemperatur gehaspelt wird,
    bei dem das Warmband anschließend zu Kaltband kaltgewalzt wird und
    bei dem das Kaltband einer Glühung im Durchlaufofen unterzogen wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltband-Enddicke 0,16 mm bis 0,25 mm beträgt.
  3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der maximale Gehalt an Niob 0,0001 Masse-%beträgt.
  4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß der maximale Gehalt an Niob 0,00005 Masse-% beträgt.
  5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl maximal 0,0003 Masse-% Titan enthält.
  6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Ni-Gehalt maximal 0,05 Masse-% beträgt.
  7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der B-Gehalt mindestens 0,0004 Masse-% beträgt.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der B-Gehalt höchstens gleich der Hälfte des N-Gehaltes ist.
  9. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Summe der Anteile nichtmetallischer Einschlüsse an dem Stahl nicht mehr als 0,01 Volumen-% beträgt.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der mittlere Durchmesser der nichtmetallischen Einschlüsse höchstens 10 µm, vorzugsweise höchstens 5 µm beträgt.
  11. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Brammen oder Dünnbrammen vor dem Eintritt in die Warmwalzstraße gestaucht werden.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß bei der Stauchung eine Reduzierung der Breite um bis zu 25 % erreicht wird.
  13. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der in den beiden letzten Stichen beim Warmwalzen erreichte Umformgrad jeweils mindestens 16 % beträgt.
  14. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a ß die Endwalztemperatur beim Warmwalzen maximal 50 °C oberhalb der Ar3-Temperatur liegt.
  15. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Dicke des Warmbands im Bereich von 2 mm bis 4 mm liegt.
  16. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Haspeltemperatur im Bereich von 600 °C bis 630 °C liegt.
  17. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühung in einer entkohlenden Atmosphäre durchgeführt wird.
  18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt nach dem Glühen zwischen 0,002 Masse-% und 0,006 Masse-% beträgt.
  19. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a ß die Glühung bei einer Temperatur von höchstens 650 °C durchgeführt wird.
  20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, d a ß die Einwirkdauer im Durchlaufofen höchstens eine Minute beträgt.
  21. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühung in einer aufstickenden Atmosphäre durchgeführt wird.
  22. Verfahren nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, daß der Stickstoffgehalt ausgehend von im Warmband vorliegenden 0,001 Masse-% bis 0,004 Masse-% im Zuge der Glühung auf 0,008 Masse-% bis 0,015 Masse-% erhöht wird.
  23. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a ß das Kaltband nach dem Glühen einer Nachwalzung unterzogen wird.
  24. Verfahren nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, daß während des Nachwalzens ein Nachwalzgrad von bis zu 20 % erreicht wird.
  25. Verwendung eines (in Masse-%) C 0,0015 - 0,0080 %, Mn 0,15 - 0,25 %, P ≤ 0,02 %, S 0,005 - 0,03 %, Si ≤ 0,02 %, Al 0,0080 - 0,06 %, N 0,0010 - 0,020 %, Cr ≤ 0,05 %, Ni ≤ 0,5 %, Cu ≤ 0,05 %, Sn ≤ 0,02 %, Mo ≤ 0,01 %, Ti ≤ 0,0005 %, Nb ≤ 0,0005 %, V ≤ 0,0020 %, B ≤ 0,007 % Co ≤ 0,05 %,
    wahlweise Se und / oder Te, wobei die Summe der Gehalte an Se, Te und S nicht mehr als 0,03 % beträgt, und
    als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthaltenden Stahls für die Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech mit einer Kaltband-Enddicke von höchstens 0,3 mm.
  26. Verwendung nach Anspruch 25, dadurch gekennzeichnet, daß der maximale Gehalt an Niob 0,0001 Masse-% beträgt.
  27. Verwendung nach Anspruch 26, dadurch gekennzeichnet, daß der maximale Gehalt an Niob 0,00005 Masse-% beträgt.
  28. Verwendung nach einem der Ansprüche 25 bis 27, dadurch gekennzeichnet, d a ß der Stahl maximal 0,0003 Masse-% Titan enthält.
  29. Verwendung nach einem der Ansprüche 25 bis 28, dadurch gekennzeichnet, daß der Ni-Gehalt maximal 0,05 Masse-% beträgt.
  30. Verwendung nach einem der Ansprüche 25 bis 29, dadurch gekennzeichnet, daß der B-Gehalt mindestens 0,0004 Masse-% beträgt.
  31. Verwendung nach Anspruch 30, dadurch gekennzeichnet, daß der B-Gehalt höchstens gleich der Hälfte des N-Gehaltes ist.
  32. Verwendung nach einem der Ansprüche 25 bis 31, dadurch gekennzeichnet, daß die Summe der Anteile nichtmetallischer Einschlüsse an dem Stahl nicht mehr als 0,01 Volumen-% beträgt.
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