EP3875626B1 - Verpackungsblecherzeugnis - Google Patents

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EP3875626B1
EP3875626B1 EP21154978.7A EP21154978A EP3875626B1 EP 3875626 B1 EP3875626 B1 EP 3875626B1 EP 21154978 A EP21154978 A EP 21154978A EP 3875626 B1 EP3875626 B1 EP 3875626B1
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EP
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packaging sheet
optional
sheet product
nitrogen
cold
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EP21154978.7A
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EP3875626A1 (de
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Burkhard KAUP
Luisa-Marie Heine
Blaise Massicot
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ThyssenKrupp Rasselstein GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Rasselstein GmbH
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B65—CONVEYING; PACKING; STORING; HANDLING THIN OR FILAMENTARY MATERIAL
    • B65D—CONTAINERS FOR STORAGE OR TRANSPORT OF ARTICLES OR MATERIALS, e.g. BAGS, BARRELS, BOTTLES, BOXES, CANS, CARTONS, CRATES, DRUMS, JARS, TANKS, HOPPERS, FORWARDING CONTAINERS; ACCESSORIES, CLOSURES, OR FITTINGS THEREFOR; PACKAGING ELEMENTS; PACKAGES
    • B65D1/00—Rigid or semi-rigid containers having bodies formed in one piece, e.g. by casting metallic material, by moulding plastics, by blowing vitreous material, by throwing ceramic material, by moulding pulped fibrous material or by deep-drawing operations performed on sheet material
    • B65D1/12—Cans, casks, barrels, or drums
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/04—Electroplating: Baths therefor from solutions of chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc

Definitions

  • the invention relates to a packaging sheet product made of a cold-rolled steel sheet with a thickness of less than 0.6 mm.
  • Packaging sheet products are cold-rolled steel sheets with a thickness of up to 0.6 mm that are used to produce packaging such as beverage, food or aerosol cans. Since the packaging sheet products are subjected to strong deformations during the production of packaging, for example in deep-drawing or ironing processes, packaging sheet products must have a high formability.
  • high-strength steel sheets that are as thin as possible are used as packaging sheet products, which are brought to the desired final thickness from a hot-rolled steel sheet in a single or double cold rolling step.
  • the total cold rolling degree degree of reduction in thickness during cold rolling
  • the total cold rolling degree is usually at least 80%, with the hot-rolled steel sheet (hot strip) being cold-rolled once or twice to reduce the thickness.
  • Single cold-rolled steel sheets are subjected to recrystallization annealing after cold rolling to restore formability and then, if necessary, re-rolled or skin-passed with a low degree of re-rolling of less than 5%.
  • a second cold rolling step with re-rolling degrees of between 5% and 45% is carried out after recrystallization annealing in order to bring the steel sheet to a desired final thickness of often less than 0.3 mm.
  • a steel sheet for packaging with a thickness of at most 0.400 mm and a method for its production are known, wherein the steel sheet contains a maximum of 0.0800% C, 0.600% N, 2.0% Mn, 0.10% P, 0.05% S and 2.0% Al and there are areas on the surface with a surface proportion of at least 1% that contain nitrogen compounds.
  • These nitrogen compounds are achieved by nitriding a cold-rolled steel sheet in an annealing furnace with an ammonia-containing atmosphere, in particular at temperatures between 550°C and 800°C and during a nitriding time of 0.1 to 360 seconds, wherein the nitriding takes place simultaneously or after a recrystallizing annealing of the steel sheet and a first amount of nitrogen is increased to at least 0.0002% in a surface area with a surface proportion of at least 1 % and a second amount of nitrogen within the steel sheet is increased to a maximum of 0.600 %. This improves the surface coloration and the adhesion of coatings to the surface of the steel sheet and the weldability of cans made from the steel sheet.
  • the total cold rolling degree i.e. the reduction of the thickness of a hot-rolled steel sheet by single or double cold rolling to a desired final thickness
  • a low thickness of the hot-rolled steel sheet is desirable in order to achieve the lowest possible final thickness for the cold-rolled steel sheet.
  • low thicknesses of the hot strip are disadvantageous on the one hand for economic reasons and on the other hand because of material defects that occur in the hot strip.
  • total cold rolling degrees of more than 85% are required.
  • the total cold rolling degree of a steel sheet with a given composition cannot be increased to arbitrarily high values, both for technological reasons and because of the forming behavior of the steel sheets required for the production of packaging. If the total cold rolling degree is too high, for example, the earing of the cold-rolled steel sheets deteriorates.
  • a steel sheet with a given composition of the steel has an earing that depends on the total cold rolling degree, which, at a certain, optimal cold rolling degree, has a minimum earing height at the upper edge of a bowl formed from the cold-rolled steel sheet.
  • the optimal total cold rolling degree (total cold rolling degree optimum) of cold-rolled steel sheets, where they have the lowest possible level of earing, depends on the composition of the steel. Steels with a relatively low carbon and nitrogen content have a high total cold rolling degree optimum. However, carbon and nitrogen contribute to increasing the strength of steels, which is why steels with a very low carbon and nitrogen content have only moderate strength. However, low-thickness packaging with sufficient final stability cannot be made from steels with only moderate strength.
  • the invention is based on the object of demonstrating a cold-rolled steel sheet for the production of packaging, which has a sufficiently high biaxial strength with the smallest possible thickness and at the same time has good forming behavior in multi-axial deformation for the production of packaging.
  • the cold-rolled steel sheet should be able to be produced from a hot-rolled steel sheet (hot strip) by simple cold rolling with a skin pass after recrystallization annealing or by double cold rolling with a second cold rolling step after recrystallization annealing with the highest possible overall cold rolling degree, so that hot strips in the usual thickness range can be used to produce it despite the desired low final thickness of less than 0.6 mm and a preferred final thickness in the range of 0.10 mm to 0.50 mm.
  • hot strip hot-rolled steel sheet
  • the cold-rolled steel sheets of the invention are intended to meet the high requirements in multi-axial forming processes in the manufacture of packaging, such as in deep-drawing or ironing processes, as packaging sheet products, whereby the packaging sheet products are intended to withstand in particular multi-axial deformations and thinning in the thickness direction without material failure and without loss of strength of the three-dimensional packaging bodies produced therefrom.
  • the invention is based on the following considerations: In forming processes for producing packaging from packaging sheet products, such as deep-drawing and ironing processes for producing beverage cans, the packaging sheet (cold-rolled steel sheet) is subjected to multiaxial deformation and the original thickness of the packaging sheet is locally reduced to less than 0.6 mm. For example, the thickness of a packaging sheet is reduced to approx. 30% of the original thickness during deep-drawing and ironing of a beverage can by forming the packaging sheet using forming tools in the middle section of the can body.
  • the material stress that occurs is determined by the mechanical properties such as tensile strength and elongation at break, which are determined in uniaxial tensile tests using of stress/strain diagrams are only inadequately characterized. For this reason, optimizing the mechanical properties of packaging sheets according to the parameters determined in uniaxial tensile tests is not preferable.
  • the invention is therefore based on the fact that the characterization of the mechanical properties of packaging sheets and in particular their forming behavior can be better characterized by multi-axial tensile tests in order to be able to optimize the material properties on this basis.
  • the mechanical properties and the formability of the packaging sheet products according to the invention are therefore advantageously recorded using the hydraulic cupping test with optical measuring systems (hereinafter also referred to as "bulge test") defined in the DIN EN ISO 16808 standard (corresponding to EN ISO 16808).
  • a biaxial stress/strain curve is determined on a sample of a steel sheet using an optical measuring system, whereby in the case of pure stretch forming, the true biaxial stress is recorded over the degree of deformation (amount of the true strain ⁇ in the thickness direction) taking into account the thickness reduction.
  • a sample of the steel sheet which is in particular in the form of a round blank, is clamped at its edge between a die and a blank holder and then a liquid is pressed against the clamped steel sheet, which creates a bulge until a crack appears in the steel sheet.
  • the pressure of the liquid is measured and the development of the deformation of the sheet is recorded with an optical measuring device. Based on the recorded sheet deformation, the local curvature, the degree of deformation on the surface and the thickness of the deformed sheet can be recorded.
  • the (true) biaxial stress and the true strain in the thickness direction can also be calculated from the liquid pressure, the thickness and the radius of curvature of the deformed sheet.
  • the biaxial stress/strain curve (flow curve in the biaxial stress state) is determined from this data.
  • the curve of the biaxial stress/strain curve from a bulge test has a similar curve compared to a uniaxial tensile test (as defined in the DIN EN ISO 6892-1 standard, for example).
  • a uniaxial tensile test as defined in the DIN EN ISO 6892-1 standard, for example.
  • higher deformation values and in particular higher elongations as well as more pronounced strain hardening are achieved on the same material after the elastic range has been overcome.
  • Figure 1 is an example of the biaxial stress/strain curve of an aged steel sheet sample determined from a bulge test, where the true biaxial stress ⁇ B in [MPa] is plotted against the amount of the true strain in the thickness direction
  • the true strain in the thickness direction is negative due to the thickness reduction in the biaxial tensile test of the bulge test.
  • the (true) strain ⁇ is therefore always understood to be the amount of the negative strain in the thickness direction of the sheet, whereby the thickness reduction is taken into account when recording the true strain.
  • the areas of elastic and plastic deformation are shown in the insets of the Figure 1 shown enlarged.
  • Packaging sheet products with corresponding properties of a biaxial stress/strain curve determined in the bulge test can be produced by reducing the thickness of the steel sheet by single or double cold rolling of a hot strip with a preferred thickness of 2 mm to 4 mm to final thicknesses of less than 0.6 mm and are characterized on the one hand by a sufficiently high biaxial strength for the production of packaging, and on the other hand have a sufficiently high multiaxial formability, which enables the production of packaging in sophisticated deep-drawing processes under multiaxial deformation even with a considerable thinning of the material in the thickness direction, without cracking. Due to the high biaxial strength and the high multiaxial formability, thinner packaging sheet products can be used for the production of packaging without having to fear any loss in the stability of the packaging produced. By using thinner packaging sheet products, the weight of the packaging produced from them can be reduced.
  • these advantageous mechanical properties of the packaging sheet products according to the invention which can be determined by the hydraulic cupping test of the bulge test by recording a biaxial stress/strain curve, can be achieved on the one hand by the composition of the steel of the cold-rolled steel sheets with a low carbon content in the range of 0.001 to 0.06 wt.% and on the other hand by a high nitrogen content of 0.002 to 0.12 wt.%.
  • the nitrogen is preferably and at least essentially introduced into the cold-rolled steel sheet by nitriding the cold-rolled steel sheet in an annealing furnace with a nitriding gas atmosphere, in particular an ammonia atmosphere.
  • the nitrogen introduced can be interstitially stored in the (ferrite) lattice of the steel very evenly across the cross-section of the steel sheet.
  • This allows the positive properties of the hot-rolled steel sheet (hot strip) to be used to maintain a high Optimum overall cold rolling degree and high solid solution strengthening can be maintained.
  • the nitrogen content in the hot strip can be kept low and in particular less than 0.016 wt.%.
  • the nitrogen introduced during the nitriding of the cold-rolled steel sheet in the annealing furnace can be introduced homogeneously over the thickness of the steel sheet without hard and brittle nitride layers forming on the surfaces of the steel sheet. This can be achieved in particular by nitriding the cold-rolled steel sheet in a continuous annealing furnace through which the steel sheet is passed in strip form (i.e.
  • a cold-rolled steel strip at a predetermined strip speed of preferably more than 2,200 m/min, and a nitriding gas, in particular ammonia gas, is introduced into the annealing furnace on the one hand to form a nitrogen-containing gas atmosphere and on the other hand is sprayed evenly onto at least one or both surfaces of the steel strip by means of nozzles.
  • a nitriding gas in particular ammonia gas
  • the hot strip already has an initial nitrogen content N 0 in the range from 0.001 wt. % to 0.016 wt. % in order to maximize the total nitrogen content in the cold-rolled steel sheet and thereby the solid solution strengthening caused by the nitriding of the cold strip.
  • the initial nitrogen content of the hot strip is increased by at least 0.002 wt. % during nitriding in the annealing furnace.
  • the total nitrogen content which is made up of the sum of the initial nitrogen content N 0 in the hot strip and the nitrogen content ⁇ N introduced during nitriding of the cold-rolled steel sheet in the annealing furnace, is adjusted during annealing of the cold-rolled steel sheet by the presence of the nitrogen donor in the annealing furnace, in that dissociated, atomic nitrogen of the nitrogen donor diffuses into the cold-rolled steel sheet at the annealing temperatures and thereby increases the nitrogen content by ⁇ N.
  • the nitrogen content ⁇ N introduced during nitriding in the annealing furnace is preferably at least 0.002 wt. %.
  • the nitrogen content ⁇ N introduced during nitriding in the continuous annealing furnace is at least essentially interstitially deposited in interstitial spaces.
  • the upper limit for the weight fraction of free nitrogen in the cold-rolled steel sheet is determined by the solubility limit of nitrogen in the ferrite lattice of the steel, which is approximately 0.1 wt. %.
  • the nitrogen donor used for nitriding the cold-rolled steel sheet in the annealing furnace can be, for example, a nitrogen-containing gas atmosphere in the annealing furnace, in particular an ammonia-containing atmosphere, or a nitrogen-containing liquid that is applied to the surface of the cold-rolled steel sheet before it is heated in the annealing furnace.
  • the nitrogen donor should be designed in such a way that atomic nitrogen is provided in the annealing furnace by dissociation, which can diffuse into the steel sheet.
  • the nitrogen donor can be ammonia gas.
  • furnace temperatures of more than 400°C are preferably set in the annealing furnace when nitriding the cold-rolled steel sheet.
  • the nitriding of the cold-rolled steel sheet in the continuous annealing furnace can take place before, during or after the recrystallizing annealing.
  • This sequence of nitriding and recrystallizing annealing can also be reversed.
  • Such a decoupling of the nitriding and recrystallizing annealing in different zones of the continuous annealing furnace has the advantage that the optimal temperature for the respective process can be found. can be set, whereby the optimum temperature for nitriding is lower than for recrystallization annealing.
  • simultaneous nitriding and annealing of the steel sheet in a continuous annealing furnace at a temperature above the recrystallization temperature in the presence of a nitrogen donor is preferable.
  • the nitrogen introduced is introduced into the steel sheet essentially in unbound form, i.e. in dissolved form in the ferrite lattice of the steel, since the nitrogen introduced during nitriding in the annealing furnace does not bind to strong nitride formers such as aluminum or chromium to form nitrides.
  • strong nitride formers such as aluminum or chromium to form nitrides.
  • a weight proportion of more than 0.003%, preferably at least 0.01% of the nitrogen is interstitially deposited in the steel in unbound form.
  • the nitrogen introduced into the cold-rolled steel sheet by nitriding in the annealing furnace can therefore (almost) completely contribute to solid solution strengthening and thus to an increase in the strength parameters of the packaging sheet product, whereby a lower limit strain Sb eL of more than 300 MPa can be achieved in the hydraulic cupping test under biaxial deformation (bulge test).
  • the total weight proportion of the nitride formers is less than 0.1%. This can ensure, in particular, a weight proportion of unbound nitrogen of more than 0.003%.
  • the mechanical properties of the packaging sheet products according to the invention are achieved after (artificial or natural) aging of the material. Natural aging can be caused by longer storage of the material or by painting with subsequent drying of the paint. However, to characterize the material, artificial aging can also be carried out by thermal treatment of the packaging sheet products over a treatment period of 20 to 30 minutes at an aging temperature of 200°C to 210°C.
  • the slab is hot rolled to form a hot strip, whereby the final rolling temperature during hot rolling of the slab is preferably above the Ar3 temperature of the steel and in particular in the range of 800 to 920°C.
  • the hot strip preferably has a thickness in the range of 2 mm to 4 mm.
  • the highest possible hot strip thicknesses preferably more than 2 mm, are desirable.
  • higher hot strip thicknesses are required if the hot strip is to be cold rolled using conventional rolling stands without increasing the overall cold rolling degree to values that are no longer technologically achievable.
  • the thickness of the hot strip should therefore not exceed 4 mm.
  • a range of 2 to 4 mm of hot strip thickness prevents, on the one hand, the formation of defects in the hot strip due to an excessive reduction degree during hot rolling and maintains the preferred final rolling temperature and, on the other hand, enables the production of thin steel sheets by single or double cold rolling of the hot strip with conventional rolling stands with a high overall cold rolling degree in the range of 80% to 98%.
  • the hot strip is then wound into a roll (coil), preferably at a winding temperature below the Ar1 temperature and in particular in the range of 500°C to 750°C.
  • the wound roll of hot strip is then cooled to room temperature, preferably by natural cooling, and scale is removed, preferably by pickling.
  • the hot strip is then (primarily) cold rolled with a reduction ratio (cold rolling degree) of at least 80% to form a cold-rolled steel strip.
  • the cold-rolled steel strip is then placed in an annealing furnace.
  • the annealing furnace is preferably a continuous annealing furnace through which the cold-rolled steel strip is passed at a predetermined strip speed of preferably more than 200 m/min.
  • recrystallization annealing and nitriding take place on the one hand and nitriding on the other hand, whereby nitriding and recrystallization annealing can take place both simultaneously and in the same sections of the annealing furnace or one after the other and in particular in different sections of the continuous annealing furnace.
  • the recrystallization annealing takes place at an annealing temperature of the steel strip of at least 630°C.
  • the nitriding of the steel strip takes place in the annealing furnace in the presence of a nitrogen donor, which provides a nitriding gas atmosphere in the annealing furnace.
  • the nitrogen donor which is a nitriding gas and in particular ammonia gas, is additionally sprayed onto at least one surface and preferably onto both surfaces of the steel strip by means of nozzles in order to achieve a uniform distribution of the introduced nitrogen over the thickness of the steel strip.
  • the time the steel strip spends in the annealing furnace is preferably between 10 seconds and 400 seconds and, when using a continuous annealing furnace, can be adjusted by the speed at which the steel strip is fed through the continuous annealing furnace.
  • This annealing time is sufficient to achieve complete recrystallization of the steel sheet and to achieve the most homogeneous possible distribution of the nitrogen introduced into the steel strip during nitriding in the annealing furnace over the thickness of the steel strip.
  • a temperature is expediently set to maintain a nitriding gas atmosphere at which the nitrogen donor introduced into the annealing furnace, which is preferably ammonia gas, at least partially dissociates to form atomic nitrogen.
  • the nitrogen donor introduced into the annealing furnace which is preferably ammonia gas
  • the steel strip After nitriding and recrystallization annealing, the steel strip is cooled to room temperature. Cooling can be passive by heat dissipation or active by means of cooling fluid, such as cooling gas or water. After the steel strip has cooled to room temperature, the steel strip is temper-rolled or re-rolled with a re-rolling degree of 0.2% to 45%. The re-rolling degree is preferably ⁇ 20% and is in particular in the range of 1 to 18%.
  • the total cold rolling degree particularly preferably comes close to the total cold rolling degree optimum, which depends on the composition of the steel, and is expediently within a tolerance of ⁇ 5% of the total cold rolling degree optimum.
  • the total cold rolling degree optimum correlates with the geometric formation of ears that form on a sheet sample in a cup-drawing test and is characterized by a minimum in the ear height and a number of six ears.
  • the preferred final thicknesses of the packaging sheet products according to the invention are in the range from 0.10 mm to 0.50 mm and particularly preferably in the thickness range from 0.12 mm to 0.35 mm.
  • the degree of re-rolling can therefore preferably be limited to a maximum of 20% and preferably in the range of in particular in the range of 1 to 18%, whereby a deterioration in the isotropy of the material properties can be avoided by a second cold rolling with high degrees of re-rolling.
  • a coating can be applied to the surface of the flat steel product to improve corrosion resistance, for example by electrolytic deposition of a tin or chromium/chromium oxide coating and/or by painting with a varnish or by laminating a polymer film made of a thermoplastic, in particular a film made of a polyester such as PET or a polyolefin such as PP or PE.
  • the packaging sheet products according to the invention are characterized by a high basic strength, which is achieved in particular by solid solution strengthening due to the introduction of unbound nitrogen when nitriding the steel sheet in the annealing furnace.
  • the packaging sheet products according to the invention have a higher work hardening during multi-axial plastic deformation in the manufacture of packaging, which is particularly advantageous in highly demanding forming processes (such as the ironing processes known as DWI processes) in order to be able to guarantee sufficient component safety.
  • the strength of the packaging sheet products according to the invention can also be increased by natural or artificial aging of the steel sheet or the end product (packaging) made from it.
  • a slab is cast from a steel melt and hot-rolled into a hot strip.
  • the components of the steel from which the packaging sheet products according to the invention can be produced are explained in detail below, with the percentages referring to the weight proportions of the components of the steel:
  • the steel contains at least 0.001 wt.% carbon.
  • Steels with a low carbon content have a higher overall cold rolling degree optimum, which is why cold rolling can produce thinner steel sheets with the same earing from hot strips with a low carbon content and usual hot strip thicknesses in the range of 2 to 4 mm.
  • the carbon content should therefore not be higher than 0.06%.
  • a low carbon content also prevents pronounced anisotropy in the form of earing during the production and processing of the steel sheets, since the carbon is mainly present in the form of cementite due to the low solubility in the ferrite lattice of the steel.
  • the surface quality deteriorates and the risk of slab cracks increases as the peritectic point is approached.
  • Manganese also increases hardness and strength. Manganese also improves the weldability and wear resistance of steel. Furthermore, the addition of manganese reduces the tendency to red fracture during hot rolling by binding sulfur to less harmful MnS. Manganese also leads to grain refinement and manganese can increase the solubility of nitrogen in the iron lattice and prevent the diffusion of carbon to the surface of the slab. Therefore, a manganese content of at least 0.17 wt.% is preferable. To achieve high strengths, a manganese content of more than 0.2 wt.%, in particular 0.30 wt.% or more, is preferable. However, if the manganese content is too high, this will affect the corrosion resistance of the steel and food compatibility is no longer guaranteed. In addition, if the manganese content is too high, the strength of the hot strip becomes too high, which means that the hot strip can no longer be cold rolled economically. Therefore, the upper limit for the manganese content is 0.5 wt.%.
  • Phosphorus is an undesirable accompanying element in steels.
  • a high phosphorus content leads in particular to embrittlement of the steel and therefore impairs the formability of steel sheets, which is why the upper limit for the phosphorus content is 0.03 wt.%.
  • Sulfur is an undesirable accompanying element that reduces ductility and corrosion resistance. Therefore, steel should not contain more than 0.03% by weight of sulfur. On the other hand, complex and costly measures must be taken to desulphurise steel, which is why a sulphur content of less than 0.001% by weight is no longer justifiable from an economic point of view.
  • the sulphur content is therefore in the range of 0.001% by weight to 0.03% by weight, particularly preferably between 0.005% by weight and 0.01% by weight.
  • Aluminium is required in steel production as a deoxidizer to calm the steel. Aluminium also increases the scale resistance and formability. The aluminium content is therefore more than 0.001% by weight. However, aluminium forms aluminium nitrides with nitrogen, which are disadvantageous in the steel sheets according to the invention because they reduce the proportion of free nitrogen. In addition, excessive aluminium concentrations can lead to surface defects in the form of aluminium clusters. Aluminium is therefore used in a maximum concentration of 0.1% by weight.
  • Silicon increases the scale resistance in steel and is a solid solution hardener. In steel production, silicon serves as a deoxidizer. Another positive effect of silicon on steel is that it increases the tensile strength and the yield strength. Therefore, a silicon content of 0.002 wt.% or more is preferable. However, if the silicon content becomes too high, especially if it exceeds 0.03 wt.%, the corrosion resistance of the steel can be impaired and surface treatments, especially by electrolytic coatings, can be made more difficult.
  • N 0 less than 0.007 %, and preferably more than 0.001 %
  • Nitrogen is an optional component in the steel melt from which the steel for the steel sheets according to the invention is made. Nitrogen does act as a solid solution strengthener to increase hardness and strength. However, too high a nitrogen content in the steel melt makes the hot strip produced from the steel melt more difficult to cold roll. Furthermore, a high nitrogen content in the steel melt increases the risk of defects in the hot strip, since the hot formability is reduced at nitrogen concentrations of 0.007% by weight or more.
  • the nitrogen content of the steel sheet is subsequently increased by nitriding the cold-rolled steel sheet in an annealing furnace. Therefore, the introduction of nitrogen into the steel melt can be dispensed with entirely. However, to achieve a high solid solution strengthening, it is preferable if the steel melt already contains an initial nitrogen content of more than 0.001% by weight.
  • nitrogen can be added to the steel melt in an appropriate amount, e.g. by blowing in nitrogen gas and/or by adding a solid nitrogen compound such as calcium cyanamide or manganese nitride.
  • nitride formers especially niobium, titanium, boron, molybdenum, chromium:
  • the total weight proportion of the above-mentioned nitride formers in the steel melt is preferably less than 0.1%.
  • a steel melt is first produced to produce the packaging sheet products according to the invention, which is continuously cast and, after cooling, divided into slabs.
  • the slabs are then heated again to preheating temperatures of more than 1100°C, in particular 1200°C, and hot-rolled to produce a hot strip with a thickness in the range of 2 to 4 mm.
  • the final rolling temperature during hot rolling is preferably above the Ar3 temperature in order to remain austenitic and is in particular between 800°C and 920°C.
  • the hot strip is wound into a roll (coil) at a predetermined and preferably constant winding temperature (reel temperature, HT).
  • the winding temperature is preferably below Ar1 in order to remain in the ferritic region, preferably in the range of 500°C to 750°C, and particularly preferably less than 640°C in order to avoid the precipitation of AlN. For economic reasons, the winding temperature should be more than 500°C.
  • the roll of hot strip cools down through natural cooling. The formation of iron nitrides on the surface of the hot strip can be avoided by actively cooling the hot strip after hot rolling has ended until winding at higher cooling rates.
  • the hot strip is first pickled and then cold rolled, with a thickness reduction (degree of reduction or cold rolling degree) of at least 80% and preferably in the range of 85% to 98%.
  • a thickness reduction degree of reduction or cold rolling degree
  • the steel sheet in the form of a cold-rolled steel strip preferably at a strip speed of at least 200 m/min, through a continuous annealing furnace in which the steel strip is heated to temperatures above the recrystallization temperature of the steel.
  • the cold-rolled steel sheet is nitrided by heating the steel sheet in the annealing furnace in the presence of a nitrogen donor.
  • the nitriding is preferably carried out simultaneously with the recrystallization annealing by introducing a nitrogen donor, in particular in the form of a nitrogen-containing gas, into the annealing furnace and heating the steel sheet to an annealing temperature above the recrystallization temperature of the steel and keeping it at the annealing temperature for an annealing time (holding time) of preferably 10 to 150 seconds.
  • the annealing temperature is preferably above 630°C and in particular in the range from 640°C to 750°C.
  • the nitrogen donor is selected such that at the temperatures in the annealing furnace, atomic nitrogen is formed by dissociation of the nitrogen donor, which can diffuse into the steel sheet. Ammonia has proven to be a suitable nitrogen donor for this purpose.
  • a protective gas atmosphere is preferably used in the annealing furnace.
  • the atmosphere in the annealing furnace preferably consists of a mixture of the nitrogen donor acting nitrogen-containing gas and a protective gas such as forming gas or nitrogen gas (N 2 gas), wherein the volume fraction of the protective gas during the feed is preferably between 95% and 99.98% and the rest of the volume fraction of the fed-in gas is made up of the nitrogen-containing gas, in particular ammonia gas (NH 3 gas).
  • NH 3 gas ammonia gas
  • % ammonia is preferably maintained and at the same time ammonia gas is sprayed onto the surfaces of the steel sheet using nozzles. This prevents the formation of a hard and brittle nitride layer on the surface of the steel sheet and ensures that the nitrogen diffuses in high concentration into the interior of the steel sheet and is evenly interstitially deposited in the (ferrite) lattice of the steel. Nitrogenation preferably results in an increase in the initial nitrogen concentration N 0 by ⁇ N ⁇ 0.002 wt.%.
  • the weight fraction of the total nitrogen in the recrystallized and nitrogenated steel sheet produced by nitridation in the annealing furnace is preferably between 0.002 and 0.12%, particularly preferably between 0.004 and 0.07%.
  • the steel sheets of the embodiments of the invention and the comparative examples were produced from steel melts with the alloy compositions listed in Table 2 by hot rolling and subsequent cold rolling.
  • the cold-rolled steel sheets were then recrystallization annealed in a continuous annealing furnace by keeping the steel sheets at annealing temperatures of 630°C or more for a predetermined annealing time in the range of 10 to 120 seconds.
  • the steel sheets according to the invention which are marked "according to the invention” in Table 2, were nitrogenated in the annealing furnace before or during recrystallization annealing by setting an ammonia atmosphere in the annealing furnace with an equilibrium concentration of ammonia of 0.02 to preferably 2 vol.% and at the same time directing ammonia gas onto the surfaces of the steel sheets using nozzles.
  • the nitrogen content of the steel sheets according to the invention was thereby nitrogenated from the initial nitrogen content N 0 of the hot strip to a higher nitrogen content N.
  • both the steel sheets according to the invention and the steel sheets of the non-inventive comparative examples which were not coated in the annealing furnace and which are marked "not according to the invention" in Table 2 were re-rolled or skin-passed in a second cold rolling step.
  • the mechanical parameters of the samples such as the upper yield strength (Sb eH in MPa), the lower yield strength (Sb eL in MPa), the absolute strength (Sb m in MPa), the elongation at break (Ab in %) and the Lüders elongation (Ab e in %) were determined from the biaxial stress/strain diagram as shown in the example of Figure 1 explained by example.
  • Figure 3 are exemplary biaxial stress/strain curves determined from a bulge test on steel sheet samples according to the invention and not according to the invention, in which Figure 3a Samples with low carbon content (C ⁇ 0.03 %) and in Figure 3b Samples with a higher carbon content (C > 0.03%) are shown.
  • Samples according to the invention and non-inventive samples with identical composition and the same degree of temper rolling (NWG) are compared. From the comparison of the biaxial stress/strain curves of samples according to the invention and non-inventive samples, it can be seen that the biaxial stress in the plastic range above the Lüders strain ( ⁇ > Ab e ) is regularly greater in the samples according to the invention than in the non-inventive samples.
  • the values for the proportionality factor b and the work hardening exponent n determined for the samples examined are given in Table 3.
  • the work hardening exponent n represents a measure of the work hardening of a steel sheet sample in the bulge test. Since the work hardening exponent n also depends on the degree of temper rolling (NWG), in Figure 6 the hardening exponents n determined from the bulge test of samples according to the invention and non-inventive samples are shown as a function of the degree of tempering (NWG in %), where in Figure 6a Samples with low carbon content (C ⁇ 0.03 %) and in Figure 6b Samples with a higher carbon content (C > 0.03%) are shown. From a comparison of the samples according to the invention and the non-inventive samples, it can be seen that the hardening exponent n of the samples according to the invention is higher than that of the non-inventive samples at the same degree of temper rolling (NWG).
  • NWG degree of temper rolling
  • a quantification of the strain hardening of steel sheet samples in the bulge test, independent of the degree of post-rolling, can be achieved by plotting the strain hardening exponent n determined in the bulge test as a function of the lower yield strength Sb eL .
  • the hardening exponents n determined in the bulge test are dependent on the lower yield strength Sb eL shown. From Figure 7 it can be seen that the hardening exponents n of the samples according to the invention are higher than those of the non-inventive samples with the same lower yield strength Sb eL .
  • the samples according to the invention can be distinguished from the non-inventive samples by the following progression of the hardening exponent n as a function of the lower yield strength Sb eL (in MPa): n ⁇ 0.353 ⁇ 5.1 ⁇ Sb eL / 10 4 MPa .
  • the samples according to the invention that satisfy the above equation are characterized by a higher yield strength and a higher strain hardening compared to the non-inventive samples and are therefore better suited to multiaxial forming processes, such as those used in the manufacture of three-dimensional can bodies from packaging sheet metal products, for example.
  • the samples according to the invention are characterized in particular by a higher strain hardening after aging (ie after natural or artificial aging of the sample).
  • the higher strain hardening can be achieved in the samples according to the invention by introducing unbound nitrogen when nitriding the samples in the annealing furnace and the resulting solid solution hardening.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verpackungsblecherzeugnis aus einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von weniger als 0,6 mm.
  • Verpackungsblecherzeugnisse sind kaltgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von bis zu 0,6 mm, die zur Herstellung von Verpackungen, wie z.B. Getränke-, Konserven- oder Aerosoldosen, verwendet werden. Da die Verpackungsblecherzeugnisse bei der Herstellung von Verpackungen, beispielsweise in Tiefzieh- oder Abstreckzieh-Verfahren, starken Umformungen ausgesetzt werden, müssen Verpackungsblecherzeugnisse einerseits eine hohe Umformfähigkeit aufweisen. Um das Gewicht der Verpackungen zu reduzieren, werden andererseits möglichst dünne Stahlbleche hoher Festigkeit als Verpackungsblecherzeugnisse verwendet, welche in einem einfachen oder einem doppelten Kaltwalzschritt aus einem warmgewalzten Stahlblech auf die gewünschte Enddicke gebracht werden. Der Gesamtkaltwalzgrad (Reduktionsgrad der Dickenreduktion beim Kaltwalzen) liegt dabei in der Regel bei mindestens 80 %, wobei das warmgewalzte Stahlblech (Warmband) zur Dickenreduktion einfach oder zweifach kaltgewalzt wird. Einfach kaltgewalzte Stahlbleche (single-reduced: SR) werden nach dem Kaltwalzen zur Wiederherstellung der Umformbarkeit rekristallisierend geglüht und danach ggf. mit einem geringen Nachwalzgrad von weniger als 5 % nachgewalzt bzw. dressiert. Bei zweifach kaltgewalzten Stahlblechen (double-reduced: DR) erfolgt nach dem rekristallisierenden Glühen ein zweiter Kaltwalzschritt mit Nachwalzgraden zwischen 5 % und 45 %, um das Stahlblech auf eine gewünschte Enddicke von häufig weniger als 0,3 mm zu bringen.
  • Aus der WO 2005/068667 A1 ist ein Stahlblech für Verpackungen mit einer Dicke von höchstens 0,400 mm und ein Verfahren zu seiner Herstellung bekannt, wobei das Stahlblech jeweils maximal 0.0800 % C, 0.600 % N, 2.0 % Mn, 0.10 % P, 0.05 % S und 2.0 % Al enthält und auf der Oberfläche Bereiche mit einem Flächenanteil von mindestens 1 % vorhanden sind, die Stickstoffverbindungen enthalten. Diese Stickstoffverbindungen werden beim Aufsticken eines kaltgewalzten Stahlblechs in einem Glühofen mit einer ammoniakhaltigen Atmosphäre insbesondere bei Temperaturen zwischen 550°C und 800°C und während einer Aufstickzeit von 0,1 bis 360 Sekunden erzielt, wobei das Aufsticken gleichzeitig oder nach einem rekristallisierenden Glühen des Stahlblechs erfolgt und eine erste Stickstoffmenge auf wenigstens 0.0002 % in einem Oberflächenbereich mit einem Flächenanteil von mindestens 1 % und eine zweite Stickstoffmenge innerhalb des Stahlblechs auf höchstens 0.600 % erhöht wird. Dadurch wird die Oberflächenfärbung sowie das Haftvermögen für Beschichtungen auf der Oberfläche des Stahlblechs und die Schweißbarkeit von aus dem Stahlblech gefertigten Dosen verbessert.
  • Da der Gesamtkaltwalzgrad, also die Reduzierung der Dicke eines warmgewalzten Stahlblechs durch einfaches oder zweifaches Kaltwalzen auf eine gewünschte Enddicke, aus technologischen und materialspezifischen Gründen begrenzt ist, ist eine geringe Dicke des warmgewalzten Stahlblechs (Warmband) erstrebenswert, um möglichst geringe Enddicken beim kaltgewalzten Stahlblech zu erzielen. Allerdings sind geringe Dicken des Warmbands einerseits aus wirtschaftlichen Gründen und andererseits wegen auftretender Materialdefekte im Warmband nachteilig. Um aus Warmbändern mit üblichen Dicken durch ein- oder zweifaches Kaltwalzen Stahlbleche mit einer möglichst geringen Enddicke von weniger als 0,6 mm, bevorzugt von weniger als 0,5 mm und besonders bevorzugt von weniger als 0,35 mm herstellen zu können, sind Gesamtkaltwalzgrade von mehr als 85 % erforderlich. Allerdings kann der Gesamtkaltwalzgrad eines Stahlblechs mit einer vorgegebenen Komposition sowohl aus technologischen Gründen als auch wegen des für die Herstellung von Verpackungen erforderlichen Umformverhaltens der Stahlbleche nicht auf beliebig hohe Werte gesteigert werden. Bei zu hohen Gesamtkaltwalzgraden verschlechtert sich beispielsweise die Zipfligkeit der kaltgewalzten Stahlbleche. Ein Stahlblech mit einer vorgegebenen Komposition des Stahls weist eine vom Gesamtkaltwalzgrad abhängige Zipfligkeit auf, welche bei einem bestimmten, optimalen Kaltwalzgrad ein Minimum der Zipfelhöhe am oberen Rand eines aus dem kaltgewalzten Stahlblech geformten Napfs aufweist.
  • Der optimale Gesamtkaltwalzgrad (Gesamtkaltwalzgradoptimum) von kaltgewalzten Stahlblechen, bei denen diese eine möglichst geringe Zipfligkeit aufweisen, hängt wiederum von der Komposition des Stahls ab. Stähle mit relativ niedrigem Kohlenstoff und Stickstoffgehalt weisen dabei ein hohes Gesamtkaltwalzgradoptimum auf. Allerdings tragen Kohlenstoff und Stickstoff zur Festigkeitssteigerung von Stählen bei, weshalb Stähle mit sehr niedrigem Kohlenstoff und Stickstoffgehalt eine nur mäßige Festigkeit aufweisen. Aus Stählen mit einer nur mäßigen Festigkeit können jedoch keine Verpackungen geringer Dicke hergestellt werden, die eine ausreichende Endstabilität aufweisen.
  • Hiervon ausgehend liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein kaltgewalztes Stahlblech zur Herstellung von Verpackungen aufzuzeigen, welches bei möglichst geringer Dicke eine ausreichend hohe biaxiale Festigkeit und gleichzeitig ein gutes Umformverhalten bei einer mehrachsigen Verformung zur Herstellung von Verpackungen aufweist. Das kaltgewalzte Stahlblech soll dabei aus einem warmgewalzten Stahlblech (Warmband) durch einfaches Kaltwalzen mit einem Dressieren nach dem Rekristallisationsglühen oder durch zweifaches Kaltwalzen mit einem zweiten Kaltwalzschritt nach dem Rekristallisationsglühen unter einem möglichst hohen Gesamtkaltwalzgrad herstellbar sein, so dass zu dessen Herstellung trotz der gewünschten niedrigen Enddicke von weniger als 0,6 mm und einer bevorzugten Enddicke im Bereich von 0,10 mm bis 0,50 mm Warmbänder im üblichen Dickenbereich verwendet werden können. Die kaltgewalzten Stahlbleche der Erfindung sollen dabei als Verpackungsblecherzeugnisse den hohen Anforderungen in mehraxialen Umformprozessen bei der Herstellung von Verpackungen, wie z.B. in Tiefzieh- oder Abstreckziehverfahren, gerecht werden, wobei die Verpackungsblecherzeugnisse insbesondere mehrachsigen Verformungen und Ausdünnungen in Dickenrichtung ohne Materialversagen und ohne Einbußen auf die Festigkeit der daraus hergestellten dreidimensionalen Verpackungskörper standhalten sollen.
  • Diese Aufgaben werden mit einem Verpackungsblecherzeugnis gemäß Anspruch 1 gelöst. Bevorzugte Merkmale und Eigenschaften der Verpackungsblecherzeugnisse der Erfindung sowie Verfahren zu deren Herstellung sind den abhängigen Ansprüchen zu entnehmen. Ein Verfahren zur Charakterisierung erfindungsgemäßer Verpackungsblecherzeugnisse ist im Anspruch 15 definiert.
  • Die Erfindung geht von folgenden Überlegungen aus:
    In Umformverfahren zur Herstellung von Verpackungen aus Verpackungsblecherzeugnissen, wie z.B. in Tiefzieh- und Abstreckziehverfahren zur Herstellung von Getränkedosen, erfolgt eine mehrachsige Verformung des Verpackungsblechs (kaltgewalztes Stahlblech) und lokal eine erhebliche Ausdünnung der ursprünglichen Dicke des Verpackungsblechs von weniger als 0,6 mm. So wird beispielsweise die Dicke eines Verpackungsblechs beim Tiefziehen und Abstreckziehen einer Getränkedose durch die Umformung des Verpackungsblechs mittels Umformwerkzeuge im mittleren Abschnitt des Dosenkörpers auf ca. 30 % der ursprünglichen Dicke reduziert. Die dabei auftretende Werkstoffbeanspruchung wird durch die mechanischen Eigenschaften wie Zugfestigkeit und Bruchdehnung, die in einachsigen Zugversuchen anhand von Spannungs-/Dehnungs-Diagrammen ermittelt werden, nur unzureichend charakterisiert. Eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften von Verpackungsblechen nach den in einachsigen Zugversuchen ermittelten Kennwerten ist aus diesem Grund nicht zu bevorzugen.
  • Die Erfindung geht daher davon aus, dass die Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften von Verpackungsblechen und insbesondere deren Umformverhalten besser durch mehrachsige Zugversuche charakterisiert werden kann, um darauf basierend eine Optimierung der Werkstoffeigenschaften vornehmen zu können. Die mechanischen Eigenschaften und das Umformvermögen der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse wird daher in vorteilhafter Weise mit dem in der Norm DIN EN ISO 16808 (entsprechend EN ISO 16808) definierten hydraulischen Tiefungsversuch mit optischen Messsystemen (im Folgenden auch als "Bulge-Test" oder als "Bulgeversuch" bezeichnet) erfasst. Bei dem hydraulischen Tiefungsversuch gern, der Norm DIN EN ISO 16808 wird an einer Probe eines Stahlblechs eine biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurve mittels eines optischen Messsystems ermittelt, wobei bei einem reinen Streckziehen die wahre biaxiale Spannung über dem Umformgrad (Betrag der wahren Dehnung ε in Dickenrichtung) unter Berücksichtigung der Dickenreduktion erfasst wird. Hierfür wird eine Probe des Stahlblechs, die insbesondere in Form einer Ronde vorliegt, an ihrem Rand zwischen einer Matrize und einem Niederhalter eingespannt und anschließend wird eine Flüssigkeit gegen das eingespannte Stahlblech gedrückt, wodurch eine Wölbung ausgebildet wird, bis ein Riss im Stahlblech auftritt. Während dem hydraulischen Tiefungsversuch wird der Druck der Flüssigkeit gemessen und die Entwicklung der Umformung des Blechs mit einem optischen Messgerät aufgezeichnet. Basierend auf der aufgezeichneten Blechumformung können die örtliche Krümmung, die Umformgrade auf der Oberfläche und die Dicke des verformten Blechs erfasst werden. Aus dem Flüssigkeitsdruck, der Dicke und dem Krümmungsradius des verformten Blechs kann weiterhin die (wahre) biaxiale Spannung und die wahre Dehnung in Dickenrichtung berechnet werden. Aus diesen Daten wird die biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurve (Fließkurve im biaxialen Spannungszustand) ermittelt. Der Kurvenverlauf der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve aus einem Bulge-Test hat dabei im Vergleich zu einem uniaxialen Zugversuch (wie beispielsweise in der Norm DIN EN ISO 6892-1 definiert) einen ähnlichen Kurvenverlauf. Beim hydraulischen Tiefungsversuch des Bulge-Tests werden allerdings am gleichen Material höhere Formänderungswerte und insbesondere höhere Dehnungen sowie eine ausgeprägtere Kaltverfestigung nach Überwinden des elastischen Bereichs erzielt.
  • Es wird dabei davon ausgegangen, dass aufgrund der ähnlichen Kurvenverläufe der Spannung-/Dehnung-Kurven eines uniaxialen Zugversuches und eines Bulge-Tests an derselben Probe in der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve des hydraulischen Tiefungsversuchs (Bulge-Test bzw. Bulgeversuch) die üblicherweise im uniaxialen Zugversuch ermittelten mechanischen Kenngröße, wie z.B. die absolute Festigkeit, die untere und die obere Streckgrenze, die Bruchdehnung sowie die Lüders-Dehnung entsprechend zugeordnet werden können. Tabelle 1 zeigt die dabei vorgenommene Zuordnung der mechanischen Kenngrößen aus einem uniaxialen Zugversuch und dem hydraulischen Tiefungsversuch gemäß dem Bulge-Test (Bulgeversuch). In Figur 1 ist ein Beispiel für die aus einem Bulge-Test ermittelte biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurve einer gealterten Stahlblech-Probe gezeigt, wobei die wahre biaxiale Spannung σB in [MPa] über dem Betrag der wahren Dehnung in Dickenrichtung |ε| in [%] dargestellt und die dabei erfassten mechanischen Kenngrößen gern. Tabelle 1 angegeben und eingezeichnet sind. Die wahre Dehnung in Dickenrichtung ist aufgrund der Dickenreduktion im biaxialen Zugversuch des Bulge-Tests negativ. Unter der (wahren) Dehnung ε wird daher immer der Betrag der negativen Dehnung in Dickenrichtung des Blechs verstanden, wobei bei der Erfassung der wahren Dehnung die Dickenreduktion berücksichtigt ist. Die Bereiche der elastischen und der plastischen Verformung sind dabei in den Einschüben der Figur 1 vergrößert dargestellt.
  • Die in Tabelle 1 angeführten mechanischen Kenngrößen einer Stahlblechprobe werden dabei in einem biaxialen Spannung-/Dehnung-Diagramm, wie es beispielhaft in Figur 1 gezeigt ist, wie folgt ermittelt:
    Die Kurve des Spannung-/Dehnung-Diagramm zeigt auf der Abszisse hintereinander drei charakteristische Bereiche:
    1. (1) Elastischer Bereich mit linearem Anstieg der Spannung über der Dehnung:
      Im lokalen Maximum dieser Geraden, bevor der erste deutliche Spannungsabfall erfolgt, wird die obere Streckgrenze SbeH abgelesen;
    2. (2) Unstetiger Kurvenverlauf der den Übergang zum bzw. Beginn des plastischen Bereichs markiert und in dem die Spannung etwa konstant ist über der Dehnung:
      Die niedrigste Spannung innerhalb dieses unstetigen Bereichs entspricht der unteren Streckgrenze SbeL, wobei Einschwingerscheinungen keine Berücksichtigung finden. Am Ende des unstetigen Bereichs (2) und somit im Übergang zum sich anschließenden, wieder stetig ansteigenden Kurvenzug des Bereichs (3) wird die Lüdersdehnung Abe ermittelt. Hierzu wird eine Parallele zu der anfänglichen Gerade des elastischen Bereichs gezogen und in deren Schnittpunkt mit der Abszisse die Lüdersdehnung abgelesen. Die elastische Rückfederung des Werkstoffs findet somit keine Berücksichtigung.
    3. (3) Plastischer Bereich stetiger Kaltverfestigung, in dem die Spannung kontinuierlich über der Dehnung ansteigt bis zum Bruch:
      Am Ende des Kurvenzugs wird einerseits die absolute Festigkeit Sbm ermittelt, welche die maximale Spannung bei Bruch darstellt. Andererseits wird die Bruchdehnung Ab abgelesen, wobei das Vorgehen analog zur Ermittlung der Lüdersdehnung ist. Es wird eine Parallele zu der anfänglichen Gerade des elastischen Bereichs gezogen und in deren Schnittpunkt mit der Abszisse die Bruchdehnung abgelesen. Die elastische Rückfederung des Werkstoffs findet somit auch hier keine Berücksichtigung.
  • In Figur 2 ist der plastische Bereich der Spannung-/Dehnung-Kurve von Figur 1 im Bereich zwischen der Lüdersdehnung Abe und einer oberen (plastischen) Grenzdehnung von εmax = 0,5 · Ab · (SbeL/Sbm) gezeigt, wobei Ab die Bruchdehnung, SbeL die untere Streckgrenze und Sbm die absolute Festigkeit ist. Der in Figur 2 dargestellte plastische Bereich der Spannung-/Dehnung-Kurve kann durch eine Funktion σB = b·εn beschrieben werden, wobei σB die wahre, biaxiale Spannung (in MPa), ε der Betrag der wahren Dehnung in Dickenrichtung (in %), b ein Proportionalitätsfaktor und n ein Verfestigungsexponent ist. In dem Beispiel der Figur 2 kann der elastisch-plastische Bereich der Spannung-/Dehnung-Kurve zwischen der Lüdersdehnung Abe und der oberen (plastischen) Grenzdehnung εmax durch die Funktion σB = b·εn mit b = 402 MPa und n = 0,132 dargestellt werden. Eine entsprechende Fit-Kurve ist in dem Spannung-/Dehnung-Diagramm der Figur 2 eingezeichnet.
  • Ausgehend von diesen Vorüberlegungen betrifft die Erfindung ein:
    • Verpackungsblecherzeugnis aus einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von weniger als 0,6 mm, welches folgende Zusammensetzung in Bezug auf das Gewicht aufweist:
      • C: 0,001 - 0,06 %,
      • Si: < 0,03 %, bevorzugt 0,002 bis 0,03 %,
      • Mn: 0,17 - 0,5 %,
      • P: < 0,03 %, bevorzugt 0,005 bis 0,03 %,
      • S: 0,001 - 0,03 %,
      • Al: 0,001 - 0,1 %,
      • N: 0,002 - 0,12 %, bevorzugt 0,004 bis 0,07 %,
      • optional Cr: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,08 %,
      • optional Ni: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,05 %,
      • optional Cu: < 0,1 %, bevorzugt 0,002 - 0,05 %,
      • optional Ti: < 0,01 %,
      • optional B: < 0,005 %,
      • optional Nb: < 0,01 %,
      • optional Mo: < 0,02 %,
      • optional Sn: < 0,03 %,
      • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
    • wobei das Verpackungsblecherzeugnis bei einer biaxialen Verformung in einem Bulge-Versuch eine untere Streckgrenze (SbeL) von mehr als 300 MPa und eine zugehörige Bruchdehnung (Ab) von mehr als 10 % und im plastischen Bereich zwischen der Lüdersdehnung (Abe) und einer oberen (plastischen) Grenzdehnung von εmax = 0,5·Ab·(SbeL/Sbm) ein biaxiales Spanungs-Dehnungs-Diagramm σB(ε) aufweist, das mit einer Funktion σB = b·εn darstellbar ist, wobei
      • σB die wahre, biaxiale Spannung (in MPa),
      • ε der Betrag der wahren Dehnung in Dickenrichtung (in %),
      • SbeL die untere Streckgrenze,
      • Sbm die absolute Festigkeit,
      • Abe die Lüdersdehnung,
      • Ab die Bruchdehnung,
      • b ein Proportionalitätsfaktor und
      • n ein Verfestigungsexponent ist,
    • und eine Verfestigung des Verpackungsblecherzeugnisses in Dickenrichtung durch einen Verfestigungsexponenten von n ≥ 0,353 − 5,1 ⋅ Sb eL / 10 4 MPa
      Figure imgb0001
    • charakterisiert ist.
  • Verpackungsblecherzeugnisse mit entsprechenden Eigenschaften einer im Bulge-Test ermittelten biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve können durch eine Reduzierung der Dicke des Stahlblechs durch ein- oder zweifaches Kaltwalzen eines Warmbands mit einer bevorzugten Dicke von 2 mm bis 4 mm auf Enddicken von weniger als 0,6 mm erzeugt werden und zeichnen sich einerseits durch eine für die Herstellung von Verpackungen ausreichend hohen biaxialen Festigkeit aus, und weisen andererseits ein ausreichend hohes mehraxiales Umformvermögen auf, welches die Herstellung von Verpackungen in anspruchsvollen Tiefziehverfahren unter einer mehrachsigen Verformung auch bei einer erheblichen Ausdünnung des Materials in Dickenrichtung ermöglicht, ohne dass es zu Rissbildungen kommt. Aufgrund der hohen biaxialen Festigkeit und des hohen mehraxialen Umformvermögens können dünnere Verpackungsblecherzeugnisse für die Herstellung von Verpackungen eingesetzt werden, ohne dass Einbußen in der Stabilität der hergestellten Verpackungen zu befürchten sind. Durch die Verwendung von dünneren Verpackungsblecherzeugnissen kann das Gewicht der daraus hergestellten Verpackungen reduziert werden.
  • Es hat sich dabei gezeigt, dass diese vorteilhaften mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse, die durch den hydraulischen Tiefungsversuch des Bulge-Tests durch Erfassung einer biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve ermittelt werden können, einerseits durch die Komposition des Stahls der kaltgewalzten Stahlbleche mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,001 bis 0,06 Gew. % und andererseits durch einen hohen Stickstoffgehalt von 0,002 bis 0,12 Gew. % erzielt werden können. Der Stickstoff wird dabei bevorzugt und zumindest im Wesentlichen durch ein Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs in einem Glühofen mit einer nitrierenden Gasatmosphäre, insbesondere einer Ammoniak-Atmosphäre, in das kaltgewalzte Stahlblech eingebracht. Durch das Aufsticken des Stahlblechs im Glühofen kann der eingebrachte Stickstoff sehr gleichmäßig über den Querschnitt des Stahlblechs interstitiell in das (Ferrit)-Gitter des Stahls eingelagert werden. Dadurch können die positiven Eigenschaften des warmgewalzten Stahlblechs (Warmband) zur Einhaltung eines hohen Gesamtkaltwalzgradoptimums und einer hohen Mischkristallverfestigung beibehalten werden. Insbesondere kann der Stickstoffgehalt im Warmband niedrig gehalten werden und insbesondere kleiner als 0,016 Gew. % sein. Dies stellt sicher, dass bei der Herstellung einer Bramme aus dem schmelzflüssigen Stahl keine Brammenrisse und -poren entstehen und dass das aus der Bramme durch Warmwalzen erzeugte Warmband nicht zu hohe Festigkeiten aufweist und daher mit den üblichen Walzgerüsten mit Gesamtkaltwalzgraden (gesamtes Reduktionsverhältnis des ein- oder zweifachen Kaltwalzens) von mehr als 80 % kaltgewalzt werden kann.
  • Der beim Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs im Glühofen eingebrachte Stickstoff kann dabei homogen über die Dicke des Stahlblechs verteilt eingebracht werden, ohne dass sich an den Oberflächen des Stahlblechs harte und spröde Nitridschichten ausbilden. Dies kann insbesondere dadurch erreicht werden, dass die Aufstickung des kaltgewalzten Stahlblechs in einem Durchlaufglühofen, durch den das Stahlblech in Bandform (also als kaltgewalztes Stahlband) mit einer vorgegebenen Bandgeschwindigkeit von bevorzugt mehr als zwei 200 m/min durchgeführt wird, erfolgt und ein nitrierendes Gas, insbesondere Ammoniakgas, einerseits zur Ausbildung einer stickstoffhaltigen Gasatmosphäre in den Glühofen eingebracht und andererseits mittels Düsen auf wenigstens eine oder beide Oberflächen des Stahlbands gleichmäßig aufgesprüht wird.
  • Bevorzugt weist das Warmband bereits einen anfänglichen Stickstoffanteil N0 im Bereich von 0,001 Gew. % bis 0,016 Gew. % auf, um den gesamten Stickstoffgehalt im kaltgewalzten Stahlblech und dadurch die durch das Aufsticken des Kaltbands bewirkte Mischkristallverfestigung zu maximieren. Bevorzugt wird der anfängliche Stickstoffgehalt des Warmbands, beim Aufsticken im Glühofen um wenigstens 0,002 Gew. % erhöht. Der gesamte Stickstoffgehalt, der sich aus der Summe des anfänglichen Stickstoffanteil N0 im Warmband und dem beim Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs im Glühofen eingebrachten Stickstoffanteil ΔN zusammensetzt, wird beim Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs durch die Anwesenheit des Stickstoffdonors in dem Glühofen eingestellt, indem bei den Glühtemperaturen dissoziierter, atomarer Stickstoff des Stickstoffdonors in das kaltgewalzte Stahlblech diffundiert und dadurch den Stickstoffanteil um ΔN erhöht. Der beim Aufsticken im Glühofen eingebrachte Stickstoffanteil ΔN liegt dabei bevorzugt bei mindestens 0,002 Gew. %. Gew. %
  • Der gesamte Gewichtsanteil des freien Stickstoffs im kaltgewalzten Stahlblech ergibt sich aus der Summe des freien Stickstoffgehalts im Warmband Nfrei (Warmband) und des durch die Aufstickung im Durchlaufglühofen hinzugefügten Stickstoffs ΔN: N frei = N frei Warmband + ΔN
    Figure imgb0002
  • Dabei wird davon ausgegangen, dass der beim Aufsticken im Durchlaufglühofen eingebrachte Stickstoffanteil ΔN zumindest im Wesentlichen interstitiell in Zwischengitterplätze eingelagert wird. Die Obergrenze für den Gewichtsanteil des freien Stickstoffs im kaltgewalzten Stahlblech wird dabei durch die Löslichkeitsgrenze von Stickstoff im Ferritgitter des Stahls bestimmt, die bei ca. 0,1 Gew. % liegt.
  • Bei dem zum Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs im Glühofen verwendeten Stickstoffdonor kann es sich bspw. um eine stickstoffhaltige Gasatmosphäre im Glühofen, insbesondere um eine ammoniakhaltige Atmosphäre, oder um eine stickstoffhaltige Flüssigkeit handeln, die auf die Oberfläche des kaltgewalzten Stahlblechs aufgebracht wird, bevor dieses in dem Glühofen erwärmt wird. Der Stickstoffdonor sollte dabei so ausgebildet sein, dass durch Dissoziation atomarer Stickstoff im Glühofen bereitgestellt wird, der in das Stahlblech diffundieren kann. Insbesondere kann es sich bei dem Stickstoffdonor um Ammoniakgas handeln. Damit dieses im Glühofen zur Bildung von atomarem Stickstoff dissoziiert, werden im Glühofen beim Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs bevorzugt Ofen-Temperaturen von mehr als 400°C eingestellt.
  • Das Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs im Durchlaufglühofen kann dabei vor, während oder nach dem rekristallisierenden Glühen erfolgen. So ist es bspw. möglich, das Aufsticken in dem Durchlaufglühofen in einer stromaufwärtigen ersten Zone des Durchlaufglühofens bei einer ersten Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur unter Anwesenheit eines Stickstoffdonors durchzuführen und das Stahlblech danach in einer stromabwärtigen zweiten Zone des Durchlaufglühofens zum rekristallisierenden Glühen auf eine zweite Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur zu erwärmen. Diese Reihenfolge des Aufstickens und rekristallisierenden Glühens kann auch umgekehrt werden. Eine solche Entkopplung des Aufstickens und des rekristallisierenden Glühens in verschiedenen Zonen des Durchlaufglühofens hat den Vorteil, dass für den jeweiligen Prozess die optimale Temperatur eingestellt werden kann, wobei die optimale Temperatur für das Aufsticken niedriger liegt als für das rekristallisierende Glühen. Aus ökonomischen Gründen ist jedoch ein gleichzeitiges Aufsticken und Glühen des Stahlblechs im Durchlaufglühofen bei einer Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur unter Anwesenheit eines Stickstoffdonors zu bevorzugen.
  • Durch das Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs im Glühofen kann erreicht werden, dass der dabei eingebrachte Stickstoff im Wesentlichen in ungebundener Form, d.h. im Ferritgitter des Stahls in gelöster Form, in das Stahlblech eingebracht wird, da sich der beim Aufsticken im Glühofen eingebrachte Stickstoff nicht mit starken Nitridbildnern wie Aluminium oder Chrom zu Nitriden bindet. Dadurch wird wiederum eine hohe Festigkeit erzielt, weil der im Stahl gelöste, ungebundene Stickstoff aufgrund einer Mischkristallverfestigung zu einer Festigkeitssteigerung beiträgt. Bevorzugt ist ein Gewichtsanteil von mehr als 0,003 %, bevorzugt von mindestens 0,01 % des Stickstoffs in ungebundener Form interstitiell im Stahl eingelagert. Der durch das Aufsticken im Glühofen in das kaltgewalzte Stahlblech eingebrachte Stickstoff kann daher (fast) vollständig zu einer Mischkristallverfestigung und damit zu einer Erhöhung der Festigkeitsparameter des Verpackungsblecherzeugnisses beitragen, wodurch im hydraulischen Tiefungsversuch unter einer biaxialen Verformung (Bulge-Test) eine untere Grenzdehnung SbeL von mehr als 300 MPa erzielt werden kann.
  • Da die durch das Aufsticken des Stahlblechs erzeugte Mischkristallverfestigung am effizientesten ist, wenn der eingebrachte Stickstoff in ungebundener Form interstitiell in Zwischengitterplätzen des Stahls (insbesondere des Ferritgitters) eingelagert wird, ist es zweckmäßig, wenn die Legierungskomposition des Stahls möglichst wenig (starke) Nitridbildner wie Al, Ti, B, Cr, Mo und/oder Nb aufweist, um zu verhindern, dass der Stickstoff in Form von Nitriden gebunden wird. Daher weist die Legierungskomposition des Stahls bevorzugt folgende Obergrenzen für den Gewichtsanteil der folgenden, nitridbildenden Legierungsbestandteile auf:
    • Al: < 0,1 %, bevorzugt weniger als 0,05 %;
    • Ti: < 0,01 %, bevorzugt weniger als 0,002 %;
    • B: < 0,005 %, bevorzugt weniger als 0,001 %;
    • Nb: < 0,01 %, bevorzugt weniger als 0,002 %;
    • Cr: < 0,1 %, bevorzugt weniger als 0,08 %,
    • Mo: < 0,001 %.
  • Bevorzugt beträgt der gesamte Gewichtsanteil der Nitridbildner weniger als 0,1 %. Dadurch kann insbesondere ein Gewichtsanteil des ungebundenen Stickstoffs von mehr 0,003 % gewährleistet werden.
  • Weiterhin hat sich durch Vergleich erfindungsgemäßer Verpackungsblecherzeugnisse mit nicht-erfindungsgemäßen Vergleichsproben gezeigt, dass sich durch das Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs im Glühofen bei den erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnissen höhere Werte für den Verfestigungsexponenten n erzielen lassen. Der Verfestigungsexponent n ist ein Maß für die Kaltverfestigung des Verpackungsblecherzeugnisses in Dickenrichtung. Die erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse zeichnen sich daher gegenüber nicht-erfindungsgemäßen Vergleichsproben aufgrund des höheren, durch das Aufsticken im Glühofen bewirkten hohen Stickstoffanteils durch eine erhöhte Kaltverfestigung im plastischen Bereich zwischen der Lüdersdehnung Abe und der oberen (plastischen) Grenzdehnung von εmax = 0,5·Ab·(SbeL/Sbm) aus.
  • Die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse, die mit dem Bulge-Test durch Ermitteln einer biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve erfassbar sind, werden dabei nach einer (künstlichen oder natürlichen) Alterung des Materials erreicht. Eine natürliche Alterung kann dabei durch eine längere Lagerung des Materials oder durch eine Lackierung mit anschließender Lacktrocknung hervorgerufen werden. Zur Charakterisierung des Materials kann jedoch auch eine künstliche Alterung durch eine thermische Behandlung der Verpackungsblecherzeugnisse über eine Behandlungsdauer von 20 bis 30 Minuten bei einer Alterungstemperatur von 200°C bis 210°C erfolgen.
  • Zur Herstellung erfindungsgemäßer Verpackungsblecherzeugnisse wird zunächst eine Bramme aus einen Stahl mit folgender Zusammensetzung in Bezug auf die Gewichtsanteile der angeführten Legierungsbestandteile gegossen:
    • C: 0,001 - 0,06 %,
    • Si: < 0,03 %, bevorzugt 0,002 bis 0,03 %,
    • Mn: 0,17 - 0,5 %,
    • P: < 0,03 %, bevorzugt 0,005 bis 0,03 %,
    • S: 0,001 - 0,03 %,
    • Al: 0,001 - 0,1 %,
    • N: < 0,016%, bevorzugt 0,001 bis 0,010 %,
    • optional Cr: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,08%,
    • optional Ni: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,05 %,
    • optional Cu: < 0,1 %, bevorzugt 0,002 - 0,05 %,
    • optional Ti: < 0,01 %,
    • optional B: < 0,005 %,
    • optional Nb: < 0,01 %,
    • optional Mo: < 0,02 %,
    • optional Sn: < 0,03 %,
    • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
  • Die Bramme wird zu einem Warmband warmgewalzt, wobei die Endwalztemperatur beim Warmwalzen der Bramme bevorzugt oberhalb der Ar3-Temperatur des Stahls ist und insbesondere im Bereich von 800 bis 920°C. Bevorzugt weist das Warmband eine Dicke im Bereich von 2 mm bis 4 mm auf. Aus wirtschaftlichen sowie qualitativen Gründen sind möglichst hohe Warmbanddicken von bevorzugt mehr als 2 mm anzustreben. Allerdings sind zur Erzielung niedriger Enddicken des kaltgewalzten Stahlblechs höhere Warmbanddicken erforderlich, wenn das Warmband mit üblichen Walzgerüsten kaltgewalzt werden soll, ohne den Gesamtkaltwalzgrad auf technologisch nicht mehr erzielbare Werte zu erhöhen. Daher sollte die Dicke des Warmbands 4 mm nicht übersteigen. Ein Bereich von 2 bis 4 mm der Warmbanddicke verhindert einerseits die Ausbildung von Defekten im Warmband aufgrund eines zu hohen Reduktionsgrads beim Warmwalzen sowie das Einhalten der bevorzugten Endwalztemperatur und ermöglicht andererseits die Herstellung dünner Stahlbleche durch ein- oder zweifaches Kaltwalzen des Warmbands mit herkömmlichen Walzgerüsten mit einem hohen Gesamtkaltwalzgrad im Bereich von 80 % bis 98 %.
  • Das Warmband wird anschließend bevorzugt bei einer Aufwickeltemperatur unterhalb der Ar1-Temperatur und insbesondere im Bereich von 500°C bis 750°C zu einer Rolle (Coil) aufgewickelt. Die aufgewickelte Rolle des Warmbands wird anschließend bevorzugt durch natürliche Abkühlung auf Raumtemperatur gekühlt und zweckmäßig durch Beizen vom Zunder befreit. Danach erfolgt ein (primäres) Kaltwalzen des Warmbands mit einem Reduktionsverhältnis (Kaltwalzgrad) von mindestens 80 % zu einem kaltgewalzten Stahlband.
  • Das kaltgewalzte Stahlband wird danach in einen Glühofen gebracht. Bevorzugt handelt es sich bei dem Glühofen um einen Durchlaufglühofen, durch den das kaltgewalzte Stahlband mit einer vorgegebenen Bandgeschwindigkeit von bevorzugt mehr als 200 m/min durchgeführt wird. In dem Glühofen erfolgt einerseits ein Rekristallisationsglühen und andererseits ein Aufsticken, wobei das Aufsticken und Rekristallisationsglühen sowohl gleichzeitig und in denselben Abschnitten des Glühofens oder auch nacheinander und insbesondere in unterschiedlichen Abschnitten des Durchlaufglühofens erfolgen kann. Das Rekristallisationsglühen erfolgt dabei bei einer Glühtemperatur des Stahlbands von mindestens 630°C. Das Aufsticken des Stahlbands erfolgt in dem Glühofen unter Anwesenheit eines Stickstoffdonors, der in dem Glühofen eine nitrierende Gasatmosphäre bereitstellt. Der Stickstoffdonor, bei dem es sich um ein nitrierendes Gas und insbesondere um Ammoniakgas handelt, wird zusätzlich mittels Düsen auf mindestens eine Oberfläche und bevorzugt auf beide Oberflächen des Stahlbands aufgesprüht, um eine gleichmäßige Verteilung des eingebrachten Stickstoffs über die Dicke des Stahlbands zu erzielen.
  • Die Verweildauer des Stahlbands im Glühofen liegt bevorzugt zwischen 10 Sekunden und 400 Sekunden und kann bei Verwendung eines Durchlaufglühofens durch die Bandgeschwindigkeit, mit der das Stahlband durch den Durchlaufglühofen geführt wird, eingestellt werden. Diese Glühdauer reicht aus, um einerseits eine vollständige Rekristallisation des Stahlblechs zu erzielen und andererseits eine möglichst homogene Verteilung des beim Aufsticken in dem Glühofen in das Stahlband eingebrachten Stickstoffs über die Dicke des Stahlbands zu erzielen.
  • In dem Glühofen bzw. in dem Bereich des Glühofens, in dem das Aufsticken des Stahlbands erfolgt, wird zweckmäßig zur Aufrechterhaltung einer nitrierenden Gasatmosphäre eine Temperatur eingestellt, bei welcher der in dem Glühofen eingebrachte Stickstoffdonor, bei dem es sich bevorzugt um Ammoniakgas handelt, zumindest teilweise zu atomarem Stickstoff dissoziiert. Dies stellt eine möglichst vollständige, schnelle und gleichmäßige Diffusion des Stickstoffs in atomarer Form auf Zwischengitterplätzen des Stahlgitters sicher und führt zu einer homogenen Verteilung von ungebundenem Stickstoff im Stahlband und dadurch zu einer hohen Mischkristallverfestigung.
  • Nach dem Aufsticken und Rekristallisationsglühen wird das Stahlband auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlung kann dabei passiv durch Wärmeabgabe oder aktiv mittels Kühlfluid, wie z.B. Kühlgas oder -wasser, erfolgen. Nach dem Abkühlen des Stahlbands auf Raumtemperatur erfolgt ein Dressieren oder Nachwalzen des Stahlbands mit einem Nachwalzgrad von 0,2 % bis 45 %. Bevorzugt ist der Nachwalzgrad < 20 % und liegt insbesondere im Bereich von 1 bis 18 %.
  • Der sich nach dem Dressieren oder Nachwalzen aus der Dicke d des Verpackungsblecherzeugnisses und der Dicke D des Warmbands ergebende Gesamtkaltwalzgrad von GKWG = 1 - d/D liegt bevorzugt bei mindestens 80 %, besonders bevorzugt bei 85 % oder mehr. Besonders bevorzugt reicht der Gesamtkaltwalzgrad an das von der Komposition des Stahls abhängige Gesamtkaltwalzgradoptimum heran und liegt zweckmäßig innerhalb einer Toleranz von ± 5 % am Gesamtkaltwalzgradoptimum. Das Gesamtkaltwalzgradoptimum korreliert mit der geometrischen Ausbildung von Zipfeln, die sich in einem Napfziehversuch an einer Blechprobe ausbilden und zeichnet sich dabei durch ein Minimum in der Zipfelhöhe und eine Anzahl von sechs Zipfeln aus. Die bevorzugten Enddicken der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse liegen dabei im Bereich von 0,10 mm bis 0,50 mm und besonders bevorzugt im Dickenbereich von 0,12 mm bis 0,35 mm.
  • Aufgrund der durch eine Mischkristallverfestigung herbeigeführten Festigkeitssteigerung durch das Aufsticken des Stahlblechs beim Glühen in dem (Durchlauf-)glühofen in Anwesenheit des Stickstoffdonors ist bei den erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnissen kein Nachwalzen mit einem hohen Nachwalzgrad erforderlich, um zusätzlich die Festigkeit noch durch eine Kaltverfestigung zu steigern. Der Nachwalzgrad kann daher bevorzugt auf maximal 20% und bevorzugt im Bereich von insbesondere im Bereich von 1 bis 18 % beschränkt werden, wodurch eine Verschlechterung der Isotropie der Materialeigenschaften durch ein zweites Kaltwalzen mit hohen Nachwalzgraden vermieden werden kann.
  • Nach dem zweiten Kaltwalzen bzw. Dressieren kann zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit auf die Oberfläche des Stahlflachprodukts eine Beschichtung aufgebracht werden, bspw. durch elektrolytische Abscheidung einer Zinn- oder Chrom-/Chromoxid-Beschichtung und/oder durch Lackierung mit einem Lack oder durch Auflaminieren einer Polymerfolie aus einem thermoplastischen Kunststoff, insbesondere einer Folie aus einem Polyester wie PET oder einem Polyolefin wie PP oder PE.
  • Die erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse zeichnen sich trotz des niedrigen Kohlenstoffgehalts durch eine hohe Grundfestigkeit aus, die insbesondere durch eine Mischkristallverfestigung aufgrund des Einbringens von ungebundenem Stickstoff beim Aufsticken des Stahlblechs im Glühofen erzielt wird. Anderseits weisen die erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse eine höhere Kaltverfestigung während einer mehrachsigen plastischen Verformung bei der Herstellung von Verpackungen auf, was insbesondere bei hoch anspruchsvollen Umformungen (wie beispielsweise die als DWI-Verfahren bezeichneten Abstreckzieh-Verfahren) vorteilhaft ist, um eine ausreichende Bauteilsicherheit garantieren zu können. Die Festigkeit der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse kann zusätzlich durch natürliche oder künstliche Alterung des Stahlblechs oder des daraus hergestellten Endprodukts (Verpackung) erhöht werden.
  • Die vorteilhaften Materialeigenschaften und weitere Merkmale der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse sowie des Herstellungsverfahrens und der Charakterisierung der Verpackungsblecherzeugnisse gern, der Erfindung durch hydraulische Tiefungsversuche (Bulge-Tests) ergeben sich aus den nachfolgend unter Bezugnahme auf die zugehörigen Tabellen und Zeichnungen beschriebenen Beispiele. Die gezeigten Beispiele dienen lediglich zur Erläuterung der Erfindung und zur Darstellung der vorteilhaften Materialeigenschaften der erfindungsgemäßen Verpackungsblecherzeugnisse gegenüber nicht erfindungsgemäßen Vergleichsbeispielen und beschränken den Schutzbereich der Erfindung, der durch die abschließend definierten Patentansprüche bestimmt wird, nicht.
  • Die Zeichnungen zeigen:
    • Fig. 1:
    Beispiel für eine aus einem Bulge-Test ermittelte biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurve σB (ε) einer gealterten Stahlblech-Probe, wobei die dabei erfassten mechanischen Kenngrößen gern. Tabelle 1 eingezeichnet sind und der Bereich der elastisch-plastischen Verformung in dem Einschub vergrößert dargestellt ist;
    Fig. 2:
    Detaildarstellung des plastischen Bereichs der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve von Figur 1 oberhalb der Lüders-Dehnung (Abe) mit einem zugehörigen Fit der Funktion σB = b·εn ;
    Fig. 3:
    aus einem Bulge-Test ermittelte biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurven von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Stahlblech-Proben mit jeweils vergleichbarer Komposition des Warmbands und unterschiedlichem Stickstoffgehalt und jeweils gleichem Nachwalzgrad, wobei in Figur 3a die Spannung-/Dehnung-Kurve von erfindungsgemäßen und nichterfindungsgemäßen Stahlblech-Proben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C< 0,03 Gew.%) und in Figur 3b die Spannung-/Dehnung-Kurven von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Stahlblech-Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C> 0,03 Gew.%) gezeigt sind;
    Fig. 4:
    Darstellung des Verlaufs der aus der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve ermittelten unteren Streckgrenze (SbeL in MPa) von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Stahlblech-Proben in Abhängigkeit des Nachwalzgrads (NWG in %), wobei in Figur 4a die Werte von Proben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C< 0,03 Gew.%) und in Figur 4b die Werte von Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C> 0,03 Gew.%) gezeigt sind;
    Fig. 5:
    Darstellung des Verlaufs der aus der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve ermittelten Bruchdehnung (Ab in MPa) von erfindungsgemäßen und nichterfindungsgemäßen Stahlblech-Proben in Abhängigkeit des Nachwalzgrads (NWG in %), wobei in Figur 5a die Werte von Proben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C< 0,03 Gew.%) und in Figur 5b die Werte von Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C> 0,03 Gew.%) gezeigt sind;
    Fig. 6:
    Darstellung des Verlaufs der aus dem plastischen Bereich der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve σB = b·εn ermittelten Verfestigungsexponenten n von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Stahlblech-Proben in Abhängigkeit des Nachwalzgrads (NWG in %), wobei in Figur 6a die Werte von Proben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C< 0,03 Gew.%) und in Figur 6b die Werte von Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C> 0,03 Gew.%) gezeigt sind;
    Fig. 7:
    Darstellung des Verlaufs der aus dem elastisch-plastischen Bereich der biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurve σB = b·εn ermittelten Verfestigungsexponenten aus Figur 6 von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Stahlblech-Proben in Abhängigkeit ihrer unteren Streckgrenze (SbeL in MPa) gemäß Figur 4;
  • Für die Herstellung erfindungsgemäßer Verpackungsblecherzeugnisse wird aus einer Stahlschmelze eine Bramme gegossen und zu einem Warmband warmgewalzt. Im Folgenden werden die Bestandteile des Stahls, aus dem erfindungsgemäße Verpackungsblecherzeugnisse hergestellt werden können, im Einzelnen erläutert, wobei sich die Angaben in Prozent auf die Gewichtsanteile der Komponenten des Stahls beziehen:
    • Zusammensetzung des Stahls: • Kohlenstoff, C: mindestens 0,001 % und höchstens 0,06 %;
  • Kohlenstoff wirkt härte- bzw. festigkeitssteigernd. Daher enthält der Stahl mindestens 0,001 Gew. % Kohlenstoff. Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt weisen ein höheres Gesamtkaltwalzgradoptimum auf, weshalb aus Warmbändern mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und üblicher Warmbanddicken im Bereich von 2 bis 4 mm durch Kaltwalzen dünnere Stahlbleche bei gleichbleibender Zipfligkeit erzeugt werden können. Um die Walzbarkeit des Stahlblechs beim primären Kaltwalzen und ggf. in einem zweiten Kaltwalzschritt (Nachwalzen oder Dressieren) und gleichzeitig eine geringe Zipfligkeit zu gewährleisten und die Bruchdehnung nicht zu senken, sollte der Kohlenstoffgehalt deshalb nicht höher als 0,06 % sein. Ein niedriger Kohlenstoffgehalt verhindert ferner während der Herstellung und der Verarbeitung der Stahlbleche eine ausgeprägte Anisotropie in Form einer Zeiligkeit, da der Kohlenstoff aufgrund der niedrigen Löslichkeit im Ferritgitter des Stahls maßgeblich in Form von Zementit vorliegt. Darüber hinaus verschlechtert sich mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt die Oberflächenqualität und die Gefahr von Brammenrissen steigt mit Annäherung an den peritektischen Punkt.
    • • Mangan, Mn: mindestens 0,17 % und höchstens 0,5 %;
  • Mangan wirkt ebenfalls härte- bzw. festigkeitssteigernd. Außerdem verbessert Mangan die Schweißbarkeit und den Verschleißwiderstand von Stahl. Ferner wird durch Zugabe von Mangan die Rotbruch-Neigung beim Warmwalzen gemindert, indem Schwefel zu weniger schädlichem MnS abgebunden wird. Weiterhin führt Mangan zu einer Kornfeinung und durch Mangan kann die Löslichkeit von Stickstoff im Eisengitter erhöht und eine Diffusion von Kohlenstoff an die Oberfläche der Bramme verhindert werden. Daher ist ein Mangangehalt von wenigstens 0,17 Gew. % zu bevorzugen. Zur Erzielung hoher Festigkeiten ist ein Mangangehalt von mehr als 0,2 Gew.%, insbesondere von 0,30 Gew. % oder mehr zu bevorzugen. Wenn der Mangangehalt jedoch zu hoch wird geht dies zu Lasten der Korrosionsbeständigkeit des Stahls und die Lebensmittelverträglichkeit ist nicht mehr gewährleistet. Außerdem wird bei zu hohen Mangangehalten die Festigkeit des Warmbands zu hoch, was dazu führt, dass das Warmband nicht mehr wirtschaftlich kaltwalzbar ist. Daher ist die Obergrenze für den Mangangehalt bei 0,5 Gew.%.
    • • Phosphor, P: weniger als 0,03 %
  • Phosphor ist ein unerwünschtes Begleitelement in Stählen. Ein hoher Phosphorgehalt führt insbesondere zu einer Versprödung des Stahls und verschlechtert daher die Umformfähigkeit von Stahlblechen, weshalb die Obergrenze für den Phosphorgehalt bei 0,03 Gew. % liegt.
    • • Schwefel, S: mehr als 0,001 % und höchstens 0,03 %
  • Schwefel ist ein unerwünschtes Begleitelement, das die Dehnbarkeit und die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert. Daher sollte nicht mehr als 0,03 Gew. % Schwefel im Stahl enthalten sein. Andererseits müssen für eine Entschwefelung von Stahl aufwändige und kostenintensive Maßnahmen ergriffen werden, weshalb aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten ein Schwefelgehalt von weniger als 0,001 Gew. % nicht mehr vertretbar ist. Der Schwefelgehalt liegt daher im Bereich von 0,001 Gew. % bis 0,03 Gew.%, besonders bevorzugt zwischen 0,005 Gew. % und 0,01 Gew.%.
    • • Aluminium, Al: mehr als 0,001 % und weniger als 0,1 %
  • Aluminium wird bei der Stahlherstellung als Desoxidationsmittel zur Stahlberuhigung benötigt. Aluminium erhöht weiterhin die Zunderbeständigkeit und die Umformfähigkeit. Deshalb liegt der Aluminiumgehalt bei mehr als 0,001 Gew.%. Allerdings bildet Aluminium mit Stickstoff Aluminiumnitride, welche in den erfindungsgemäßen Stahlblechen nachteilig sind, da sie den Anteil des freien Stickstoffs reduzieren. Außerdem können zu hohe Aluminiumkonzentrationen zu Oberflächendefekten in Form von Aluminiumclustern führen. Deshalb wird Aluminium in einer Konzentration von maximal 0,1 Gew. % eingesetzt.
    • • Silizium, Si: weniger als 0,03 %;
  • Silizium erhöht im Stahl die Zunderbeständigkeit und ist ein Mischkristallhärter. Bei der Stahlherstellung dient Silizium als Desoxidationsmittel. Ein weiterer positiver Einfluss von Silizium auf Stahl ist, dass es die Zugfestigkeit und die Streckgrenze erhöht. Daher ist ein Siliziumgehalt von 0,002 Gew. % oder mehr zu bevorzugen. Wenn der Siliziumgehalt jedoch zu hoch wird und insbesondere 0,03 Gew. % übersteigt, kann die Korrosionsbeständigkeit des Stahls verschlechtert werden und Oberflächenbehandlungen, insbesondere durch elektrolytische Beschichtungen, können erschwert werden.
    • • optional Stickstoff, N 0 : weniger als 0,007 %, und bevorzugt mehr als 0,001 %
  • Stickstoff ist ein optionaler Bestandteil in der Stahlschmelze, aus dem der Stahl für die erfindungsgemäßen Stahlbleche hergestellt wird. Zwar wirkt Stickstoff als Mischkristallverfestiger härte- und festigkeitssteigernd. Allerdings führt ein zu hoher Stickstoffgehalt in der Stahlschmelze dazu, dass das aus der Stahlschmelze hergestellte Warmband schwieriger kaltwalzbar ist. Weiterhin erhöht ein hoher Stickstoffgehalt in der Stahlschmelze die Gefahr von Defekten im Warmband, da bei Stickstofkonzentrationen von 0,007 Gew. % oder mehr die Warmumformfähigkeit geringer wird. Bei der Herstellung erfindungsgemäßer Verpackungsblecherzeugnisse ist vorgesehen, den Stickstoffgehalt des Stahlblechs nachträglich durch Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs in einem Glühofen zu erhöhen. Deshalb kann auf das Einbringen von Stickstoff in die Stahlschmelze auch gänzlich verzichtet werden. Zur Erzielung einer hohen Mischkristallverfestigung ist es jedoch zu bevorzugen, wenn bereits in der Stahlschmelze ein anfänglicher Stickstoffgehalt von mehr als 0,001 Gew. % enthalten ist.
  • Zur Einbringung eines anfänglichen Stickstoffgehalts N0 in das Stahlblech vor dem Aufsticken im Glühofen kann der Stahlschmelze Stickstoff in entsprechender Menge zugegeben werden, bspw. durch Einblasen von Stickstoffgas und/oder durch Zugabe einer festen Stickstoffverbindung wie Kalk-Stickstoff (Calcium Cyanamid) oder Mangannitrid.
    • • optional: Nitridbildner, insbesondere Niob, Titan, Bor, Molybdän, Chrom:
  • Nitridbildende Elemente wie Aluminium, Titan, Niob, Bor, Molybdän und Chrom sind im Stahl der erfindungsgemäßen Stahlbleche von Nachteil, weil sie durch Nitridbildung den Anteil des freien Stickstoffs reduzieren. Außerdem sind diese Elemente teuer und erhöhen daher die Herstellkosten. Andererseits wirken bspw. die Elemente Niob, Titan und Bor über eine Kornfeinung als Mikrolegierungsbestandteile festigkeitssteigernd, ohne die Zähigkeit herabzusetzen. Deshalb können die genannten Nitridbildner vorteilhaft in gewissen Grenzen als Legierungsbestandteile der Stahlschmelze hinzugegeben werden. Der Stahl kann daher (optional) bezogen auf das Gewicht folgende nitridbildende Legierungsbestandteile enthalten:
    • Titan, Ti: bevorzugt mehr als 0,0005 %, aber aus Kostengründen weniger als 0,01 %,
    • Bor, B: bevorzugt mehr als 0,0005 %, aber aus Kostengründen weniger als 0,005 %, und/oder
    • Niob, Nb: bevorzugt mehr als 0,001 %, aber aus Kostengründen weniger als 0,01 %, und/oder
    • Chrom, Cr: bevorzugt mehr als 0,01 % um den Einsatz von Schrott bei der Herstellung der Stahlschmelze zu ermöglichen und die Diffusion von Kohlenstoff an der Oberfläche der Bramme zu erschweren, aber zur Vermeidung von Karbiden und Nitriden höchstens 0,1 %, und/oder
    • Molybdän, Mo: weniger als 0,02 %, um eine zu starke Erhöhung der Rekristallisationstemperatur zu vermeiden;
  • Zur Vermeidung einer Herabsetzung des Anteils des freien, ungebundenen Stickstoffs Nfrei durch Nitridbildung ist der gesamte Gewichtsanteil der genannten Nitridbildner in der Stahlschmelze bevorzugt geringer als 0,1 %.
    • Weitere optionale Komponenten:
  • Neben dem Reststoff Eisen (Fe) und unvermeidlichen Verunreinigungen kann die Stahlschmelze noch weitere optionale Bestanteile enthalten, wie z.B.
    • optional Kupfer, Cu: mehr als 0,002 %, um den Einsatz von Schrott bei der Herstellung der Stahlschmelze zu ermöglichen , aber weniger als 0,1 % um die Lebensmittelverträglichkeit zu gewährleisten;
    • optional Nickel, Ni: mehr als 0,01 %, um den Einsatz von Schrott bei der Herstellung der Stahlschmelze zu ermöglichen und die Zähigkeit zu verbessern, aber weniger als 0,1 % um die Lebensmittelverträglichkeit zu gewährleisten;
    • optional Zinn, Sn: bevorzugt weniger als 0,03 %;
    Herstellungsverfahren:
  • Mit der beschriebenen Zusammensetzung des Stahls wird zur Herstellung erfindungsgemäßer Verpackungsblecherzeugnisse zunächst eine Stahlschmelze erzeugt, welche stranggegossen und nach Abkühlung in Brammen zerteilt wird. Die Brammen werden anschließend wieder auf Vorwärmtemperaturen von mehr als 1100°C, insbesondere von 1200°C erwärmt und zur Erzeugung eines Warmbands mit einer Dicke im Bereich von 2 bis 4 mm warmgewalzt.
  • Die Endwalztemperatur beim Warmwalzen liegt bevorzugt oberhalb der Ar3-Temperatur, um austenitisch zu bleiben, und liegt insbesondere zwischen 800°C und 920°C.
  • Das Warmband wird bei einer vorgegebenen und zweckmäßig konstanten Aufwickeltemperatur (Haspeltemperatur, HT) zu einer Rolle (Coil) aufgewickelt. Die Aufwickeltemperatur liegt dabei bevorzugt unterhalb Ar1, um im ferritischen Gebiet zu bleiben, bevorzugt im Bereich von 500°C bis 750°C, und besonders bevorzugt bei weniger als 640°C, um das Ausfällen von AlN zu vermeiden. Aus wirtschaftlichen Gründen sollte die Aufwickeltemperatur bei mehr als 500°C liegen. Nach dem Aufwickeln kühlt sich die Rolle des Warmbands durch natürliche Abkühlung ab. Eine Ausbildung von Eisennitriden an der Oberfläche des Warmbands kann durch eine aktive Abkühlung des Warmbands nach Beendigung des Warmwalzens bis zum Aufwickeln bei höheren Abkühlraten vermieden werden.
  • Zur Herstellung eines Verpackungsstahls in Form eines dünnen Stahlblechs im Dickenbereich von weniger als 0,6 mm (Feinstblechdicken) und bevorzugt mit einer Enddicke von weniger als 0,35 mm wird das Warmband zunächst gebeizt und anschließend kaltgewalzt, wobei zweckmäßig eine Dickenreduktion (Reduktionsgrad bzw. Kaltwalzgrad) von mindestens 80 % und bevorzugt im Bereich von 85 % bis 98 % erfolgt. Zur Wiederherstellung des beim Kaltwalzen zerstörten Kristallgefüges des Stahls wird das kaltgewalzte Stahlband anschließend rekristallisierend in einem Glühofen geglüht. Dies erfolgt bspw. durch Durchleiten des in Form eines kaltgewalzten Stahlbands vorliegenden Stahlblechs, bevorzugt mit einer Bandgeschwindigkeit von mindestens 200 m/min, durch einen Durchlaufglühofen, in dem das Stahlband auf Temperaturen oberhalb der Rekristallisationstemperatur des Stahls erhitzt wird. Dabei erfolgt vor oder bevorzugt gleichzeitig mit dem Rekristallisationsglühen ein Aufsticken des kaltgewalzten Stahlblechs durch ein Erwärmen des Stahlblechs im Glühofen in Anwesenheit eines Stickstoffdonors. Das Aufsticken wird dabei bevorzugt gleichzeitig mit dem Rekristallisationsglühen durchgeführt, indem in den Glühofen ein Stickstoffdonor, insbesondere in Form eines stickstoffhaltigen Gases eingebracht und das Stahlblech auf eine Glühtemperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur des Stahls erwärmt und für eine Glühdauer (Haltezeit) von bevorzugt 10 bis 150 Sekunden auf der Glühtemperatur gehalten wird. Die Glühtemperatur liegt dabei bevorzugt oberhalb von 630°C und insbesondere im Bereich von 640°C bis 750°C. Der Stickstoffdonor wird dabei so ausgewählt, dass sich bei den Temperaturen im Glühofen durch Dissoziation des Stickstoffdonors atomarer Stickstoff bildet, der in das Stahlblech diffundieren kann. Hierfür hat sich Ammoniak als geeigneter Stickstoffdonor erwiesen. Um beim Glühen eine Oxidation der Oberfläche des Stahlblechs zu vermeiden wird zweckmäßig in dem Glühofen eine Schutzgasatmospähre verwendet. Bevorzugt besteht die Atmosphäre in dem Glühofen aus einer Mischung des als Stickstoffdonor wirkenden stickstoffhaltigen Gas und einem Schutzgas wie Formiergas oder Stickstoffgas (N2-Gas), wobei der Volumenanteil des Schutzgases bei der Einspeisung bevorzugt zwischen 95 % und 99,98 % liegt und der Rest des Volumenanteils des eingespeisten Gases von dem stickstoffhaltigen Gas, insbesondere Ammoniakgas (NH3-Gas), gebildet wird. Bevorzugt wird während des Aufstickens in dem Glühofen eine Gleichgewichtskonzentration von 0,02 bis 2 Vol. % Ammoniak aufrecht erhalten und gleichzeitig wird Ammoniakgas mittels Düsen auf die Oberflächen des Stahlblechs gesprüht. Dadurch wird die Ausbildung einer harten und spröden Nitridschicht an der Oberfläche des Stahlblechs verhindert und gewährleistet, dass der Stickstoff in hoher Konzentration in das Innere des Stahlblechs diffundiert und sich dort gleichmäßig im (Ferrit-)Gitter des Stahls interstitiell einlagert. Durch das Aufsticken erfolgt bevorzugt eine Erhöhung der anfänglichen Stickstoffkonzentration N0 um ΔN ≥ 0,002 Gew.%. Der durch das Aufsticken im Glühofen erzeugte Gewichtsanteil des gesamten Stickstoffs in dem rekristallisierten und aufgestickten Stahlblech liegt bevorzugt zwischen 0,002 und 0,12 %, besonders bevorzugt zwischen 0,004 und 0,07 %.
    • Ausführungsbeispiele:
  • Nachfolgend werden Ausführungsbeispiele der Erfindung und Vergleichsbeispiele erläutert. Die Stahlbleche der Ausführungsbeispiele der Erfindung und der Vergleichsbeispiele wurden aus Stahlschmelzen mit der in Tabelle 2 aufgeführten Legierungskompositionen durch Warmwalzen und nachfolgendem Kaltwalzen hergestellt. Die kaltgewalzten Stahlbleche wurden anschließend in einem Durchlaufglühofen rekristallisierend geglüht, indem die Stahlbleche während einer vorgegebenen Glühdauer im Bereich von 10 bis 120 Sekunden auf Glühtemperaturen von 630°C oder mehr gehalten wurden.
  • Die erfindungsgemäßen Stahlbleche, die in Tabelle 2 mit "erfindungsgemäß" gekennzeichnet sind, wurden vor oder während des Rekristallisationsglühens in dem Glühofen aufgestickt, indem in dem Glühofen eine Ammoniakatmosphäre mit einer Gleichgewichtskonzentration des Ammoniaks von 0,02 bis bevorzugt 2 Vol. % eingestellt und gleichzeitig Ammoniakgas mittels Düsen auf die Oberflächen der Stahlbleche gerichtet worden ist. Der Stickstoffgehalt wurde dadurch bei den erfindungsgemäßen Stahlblechen vom anfänglichen Stickstoffgehalt N0 des Warmbands auf einen höheren Stickstoffgehalt N aufgestickt. In Tabelle 2 ist bei den erfindungsgemäßen Stahlblechen sowohl der anfängliche Stickstoffgehalt N0 als auch der nach dem Aufsticken im Glühofen erzielte Stickstoffgehalt N = N0 + ΔN angegeben, wobei ΔN der beim Aufsticken im Glühofen in das Stahlblech eingebrachte Stickstoffgehalt ist.
  • Beim Rekristallisationsglühen der nicht- erfindungsgemäßen Stahlbleche, die in Tabelle 2 mit "nicht erfindungsgemäß" gekennzeichnet sind, war im Glühofen eine Inertgasatmosphäre ohne Stickstoffdonor (also ohne nitrierende Bestandteile) vorhanden, so dass die nicht erfindungsgemäßen Stahlbleche im Glühofen nicht aufgestickt worden sind und der Gewichtsanteil des Stickstoffs vor und nach der thermischen Behandlung im Glühofen gleich ist (d.h. N = N0).
  • Nach der thermischen Behandlung im Glühofen wurden sowohl die erfindungsgemäßen Stahlbleche als auch die nicht im Glühofen aufgestickten Stahlbleche der nicht-erfindungsgemäßen Vergleichsbeispiele, die in Tabelle 2 mit "nicht erfindungsgemäß" gekennzeichnet sind, in einem zweiten Kaltwalzschritt nachgewalzt bzw. dressiert.
  • Abschließend, d.h. nach dem zweiten Kaltwalzen (Nachwalzen bzw. Dressieren), wurde eine künstliche Alterung der Stahlbleche durch Erwärmen der Probe für 20 Minuten auf 200°C erzeugt. Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise künstlich gealterten Proben der erfindungsgemäßen Stahlbleche und der nicht-erfindungsgemäßen Vergleichsbeispiele sind in Tabelle 3 angeführt, wobei
    • Dicke die Enddicke der nachgewalzten Stahlbleche (in mm),
    • NWG der Nachwalzgrad beim sekundären Kaltwalzen (in %),
    • SbeH die obere Streckgrenze (in MPa),
    • SbeL die untere Streckgrenze (in MPa),
    • Sbm die absolute Festigkeit (in MPa),
    • Ab die Bruchdehnung (in %),
    • Abe die Lüdersdehnung (in %),
    • b ein Proportionalitätsfaktor in MPa und n ein Verfestigungsexponent ist, die sich aus der Beschreibung der im Bulge-Test ermittelten biaxialen Spanung-Dehnung-Kurve σB(ε) im plastischen Bereich oberhalb der Lüdersdehnung (Abe) durch die Funktion σB = b·εn ergeben wenn σB die im Bulge-Test ermittelte (wahre) biaxiale Spannung in MPa und ε der Betrag der wahren Dehnung (in %) in Dickenrichtung ist (Die wahre Dehnung in Dickenrichtung ist aufgrund der Dickenreduktion im biaxialen Zugversuch des Bulge-Tests negativ; unter der Dehnung ε wird daher immer der Betrag der negativen Dehnung in Dickenrichtung des Blechs verstanden).
  • Die mechanischen Kenngrößen der Proben, wie die obere Streckgrenze (SbeH in MPa), die untere Streckgrenze (SbeL in MPa), die absolute Festigkeit (Sbm in MPa), die Bruchdehnung (Ab in %) und die Lüdersdehnung (Abe in %) wurden dabei aus dem biaxialen Spannung-/Dehnung-Diagramm ermittelt wie anhand des Beispiels der Figur 1 beispielhaft erläutert.
  • In Figur 3 sind beispielhaft biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurven gezeigt, die aus einem Bulge-Test an erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Proben von Stahlblechen ermittelt worden sind, wobei in Figur 3a Proben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C < 0,03 %) und in Figur 3b Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C > 0,03 %) gezeigt sind. Dabei sind jeweils erfindungsgemäße und nicht-erfindungsgemäße Proben mit jeweils identischer Komposition und gleichem Nachwalzgrad (NWG) gegenübergestellt. Aus dem Vergleich der biaxiale Spannung-/Dehnung-Kurven von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Proben ergibt sich, dass die biaxiale Spannung im plastischen Bereich oberhalb der Lüders-Dehnung (ε > Abe) bei den erfindungsgemäßen Proben regelmäßig größer ist als bei den nicht-erfindungsgemäßen Proben. Dies deutet auf eine höhere Kaltverfestigung der erfindungsgemäßen Proben im Bulgeversuch hin. Besonders hoch fällt der Unterschied in der Kaltverfestigung zwischen den erfindungsgemäßen Proben und den nicht-erfindungsgemäßen Proben bei höheren Kohlenstoffkonzentrationen (C > 0,03 %) in der Komposition des Stahls auf (siehe Figur 3b).
  • Ein weiteres Maß für die Verfestigung einer Stahlblech-Probe ist die im Bulge-Test ermittelte (biaxiale) untere Streckgrenze SbeL. Diese ist u.a. vom Nachwalzgrad (NWG) abhängig. Zur graphischen Darstellung der Verfestigung von erfindungsgemäßen und nicht-erfindungsgemäßen Proben sind daher in Figur 4 die aus dem Bulge-Test ermittelten unteren Streckgrenzen SbeL in Abhängigkeit des Nachwalzgrads NWG (in %) dargestellt, wobei wiederum in Figur 4a Stahlblechproben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C < 0,03 %) und in Figur 4b Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C > 0,03 %) gezeigt sind.
  • Aus einem Vergleich der erfindungsgemäßen Proben und der nicht erfindungsgemäßen Proben lässt sich aus den Darstellungen der Figur 4 erkennen, dass die erfindungsgemäßen Proben bei gleichem Nachwalzgrad (NWG) gegenüber den nicht-erfindungsgemäßen Proben eine höhere untere Streckgrenze (SbeL) aufweisen.
  • In Figur 5 ist der Verlauf der Bruchdehnung (Ab in %) aus dem Bulge-Test von erfindungsgemäßen Proben und nicht erfindungsgemäßen Proben in Abhängigkeit des Nachwalzgrads (NWG in %) dargestellt, wobei in Figur 5a Proben mit niedrigerem Kohlenstoffgehalt (C < 0,03 %) und in Figur 5b Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C > 0,03 %) gezeigt sind. Aus einem Vergleich der Bruchdehnung der erfindungsgemäßen Proben und der nicht-erfindungsgemäßen Proben lässt sich aus den Figuren 5a und 5b entnehmen, dass die Bruchdehnung der erfindungsgemäßen Proben bei gleichem Nachwalzgrad (NWG) höher ist.
  • Aus den im Bulge-Test ermittelten biaxialen Spannung-/Dehnung-Kurven der erfindungsgemäßen Proben und der nicht-erfindungsgemäßen Proben wurde im plastischen Bereich zwischen der Lüdersdehnung Abe und einer oberen (plastischen) Grenzdehnung von εmax = 0,5·Ab·(SbeL/Sbm), wobei Ab die Bruchdehnung, SbeL die untere Streckgrenze und Sbm die absolute Festigkeit ist, durch Fit-Funktionen σB=b·εn der Proportionalitätsfaktor b und der Verfestigungsexponent n ermittelt. Die für die untersuchten Proben ermittelten Werte für den Proportionalitätsfaktor b und den Verfestigungsexponenten n sind in Tabelle 3 angegeben. Der Verfestigungsexponent n stellt dabei ein Maß für die Kaltverfestigung einer Stahlblechprobe im Bulge-Test dar. Da der Verfestigungsexponent n ebenfalls vom Nachwalzgrad (NWG) abhängig ist, sind in Figur 6 die aus dem Bulge-Test ermittelten Verfestigungsexponenten n von erfindungsgemäßen Proben und nicht-erfindungsgemäßen Proben in Abhängigkeit des Nachwalzgrads (NWG in %) dargestellt, wobei in Figur 6a Proben mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (C < 0,03 %) und in Figur 6b Proben mit höherem Kohlenstoffgehalt (C > 0,03 %) gezeigt sind. Aus einem Vergleich der erfindungsgemäßen Proben und der nicht-erfindungsgemäßen Proben lässt sich entnehmen, dass der Verfestigungsexponent n der erfindungsgemäßen Proben bei gleichem Nachwalzgrad (NWG) höher ist als bei den nicht-erfindungsgemäßen Proben.
  • Eine vom Nachwalzgrad unabhängige Quantifizierung der Kaltverfestigung von Stahlblech-Proben im Bulge-Test lässt sich bei einer Darstellung des im Bulge-Test ermittelten Verfestigungsexponenten n in Abhängigkeit der unteren Streckgrenze SbeL erzielen. In Figur 7 sind daher die im Bulge-Test ermittelten Verfestigungsexponenten n in Abhängigkeit der unteren Streckgrenze SbeL gezeigt. Aus Figur 7 lässt sich entnehmen, dass die Verfestigungsexponenten n der erfindungsgemäßen Proben bei gleicher unterer Streckgrenze SbeL höher sind als bei den nicht-erfindunsgemäßen Proben. Für untere Streckgrenzen von SbeL > 300 MPa und einer Mindest-Bruchdehnung von Ab > 10 % lässt sich eine Abgrenzung der erfindungsgemäßen Proben von den nicht-erfindungsgemäßen Proben durch folgenden Verlauf des Verfestigungsexponenten n in Abhängigkeit der unteren Streckgrenze SbeL (in MPa) angeben: n ≥ 0,353 − 5,1 ⋅ Sb eL / 10 4 MPa .
    Figure imgb0003
  • Die erfindungsgemäßen Proben, die obige Gleichung erfüllen, zeichnen sich im Vergleich zu den nicht-erfindungsgemäßen Proben durch eine höhere Streckgrenze und eine höhere Kaltverfestigung aus und sind daher im Vergleich zu den nicht-erfindungsgemäßen Proben besser für mehraxiale Umformungen geeignet, wie sie z.B. bei der Herstellung von dreidimensionalen Dosenkörpern aus Verpackungsblecherzeugnissen erfolgen. Die erfindungsgemäßen Proben zeichnen sich dabei insbesondere durch eine höhere Kaltverfestigung nach einer Alterung (d.h. nach einer natürlichen oder künstlichen Alterung der Probe) aus. Die höhere Kaltverfestigung lässt sich bei den erfindungsgemäßen Proben durch das Einbringen von ungebundenem Stickstoff beim Aufsticken der Proben im Glühofen und der sich daraus ergebenden Mischkristallverfestigung erzielen. Tabelle 1
    Größe Obere Streckgrenze Untere Streckgrenze Absolute Festigkeit Lüdersdehnung Bruchdehnung Obere Grenzdehnung Verfestigungsexponent Proportionalitätsfaktor
    Zugversuch ReH ReL Rm ca. Ae A - - -
    Bulge-Versuch SbeH SbeL Sbm Abe Ab εmax n b
    Beschreibung zum Bulge-Versuch Höchste biaxiale wahre Spannung vor dem ersten deutlichen Spannungsabfall zum unstetigen Bereich hin Kleinste biaxiale wahre Spannung im unstetigen Bereich während des plastischen Fließens Höchste biaxiale wahre Spannung nach dem unstetigen Bereich und kurz vor Bruch Bleibende wahre Dehnung in Dickenrichtung im Übergang zwischen unstetigem und anschließendem stetigem Bereich Maximale bleibende wahre Dehnung in Dickenrichtung kurz vor Bruch Betrag einer wahren Dehnung in Dickenrichtung, welche sich in Abhängigkeit von Bruchdehnung, absoluter Festigkeit und unterer Streckgrenze ergibt Exponent einer Potenzfunktion, die den Kurvenzug zwischen Lüdersdehnung und oberer Grenzdehnung beschreibt Multiplikativer Faktor einer Potenzfunktion, die den Kurvenzug zwischen Lüdersdehnung und oberer Grenzdehnung beschreibt
    Tabelle 2
    Nr. Kategorie C [%] N [%] Mn [%] P [%] S [%] Si [%] Ni [%] Cr [%] Al [%] Cu [%] Mo [%] Ti [%] Nb [%] N0 [%]
    1 nicht erfindungsgemäß 0,0016 0,0016 0,1900 0,0080 0,0070 0,0070 0,0130 0,0140 0,0020 0,0290 0,0090 0,0008 0,0007 0,0016
    2 nicht erfindungsgemäß 0,0017 0,0020 0,2300 0,0100 0,0040 0,0130 0,0150 0,0230 0,0020 0,0060 0,0020 0,0004 0,0007 0,0020
    3 nicht erfindungsgemäß 0,0017 0,0020 0,2300 0,0100 0,0040 0,0130 0,0150 0,0230 0,0020 0,0060 0,0020 0,0004 0,0009 0,0020
    4 nicht erfindungsgemäß 0,0017 0,0020 0,2300 0,0100 0,0040 0,0130 0,0150 0,0230 0,0020 0,0060 0,0020 0,0004 0,0004 0,0020
    5 nicht erfindungsgemäß 0,0017 0,0020 0,2300 0,0100 0,0040 0,0130 0,0150 0,0230 0,0020 0,0060 0,0020 0,0004 0,0008 0,0020
    6 nicht erfindungsgemäß 0,0017 0,0020 0,2300 0,0100 0,0040 0,0130 0,0150 0,0230 0,0020 0,0060 0,0020 0,0004 0,0007 0,0020
    7 nicht erfindungsgemäß 0,0017 0,0018 0,2200 0,0120 0,0040 0,0100 0,0260 0,0210 0,0270 0,0090 0,0040 0,0004 0,0008 0,0018
    8 erfindungsgemäß 0,0018 0,0430 0, 2000 0,0070 0,0263 0,0070 0,0290 0,0180 0,0020 0,0100 0,0110 0,0006 0,0009 0,0022
    9 erfindungsgemäß 0,0019 0,0041 0,2200 0,0090 0,0040 0,0160 0,0160 0,0190 0,0010 0,0070 0,0020 0,0010 0,0010 0,0017
    10 erfindungsgemäß 0,0019 0,0041 0,2200 0,0090 0,0040 0,0160 0,0160 0,0190 0,0010 0,0070 0,0020 0,0010 0,0008 0,0017
    11 erfindungsgemäß 0,0019 0,0041 0,2200 0,0090 0,0040 0,0160 0,0160 0,0190 0,0010 0,0070 0,0020 0,0010 0,0010 0,0017
    12 nicht erfindungsgemäß 0,0019 0,0041 0,2200 0,0090 0,0040 0,0160 0,0160 0,0190 0,0010 0,0070 0,0020 0,0010 0,0010 0,0017
    13 nicht erfindungsgemäß 0,0021 0,0016 0,2400 0,0110 0,0050 0,0230 0,0180 0,0350 0,0020 0,0070 0,0040 0,0004 0,0010 0,0016
    14 nicht erfindungsgemäß 0,0022 0,0031 0,2200 0,0090 0,0050 0,0170 0,0380 0,0280 0,0010 0,0120 0,0070 0,0010 0,0010 0,0031
    15 nicht erfindungsgemäß 0,0022 0,0031 0,2200 0,0090 0,0050 0,0170 0,0380 0,0280 0,0010 0,0120 0,0070 0,0010 0,0010 0,0031
    16 nicht erfindungsgemäß 0,0022 0,0031 0,2200 0,0090 0,0050 0,0170 0,0380 0,0280 0,0010 0,0120 0,0070 0,0010 0,0010 0,0031
    17 nicht erfindungsgemäß 0,0022 0,0031 0,2200 0,0090 0,0050 0,0170 0,0380 0,0280 0,0010 0,0120 0,0070 0,0010 0,0010 0,0031
    18 erfindungsgemäß 0,0024 0,0052 0,2300 0,0110 0,0050 0,0190 0,0160 0,0210 0,0010 0,0070 0,0030 0,0010 0,0007 0,0022
    19 erfindungsgemäß 0,0024 0,0136 0,2300 0,0100 0,0050 0,0250 0,0150 0,0210 0,0010 0,0120 0,0040 0,0005 0,0005 0,0022
    20 erfindungsgemäß 0,0024 0,0052 0,2300 0,0110 0,0050 0,0190 0,0160 0,0210 0,0010 0,0070 0,0030 0,0010 0,0010 0,0022
    21 erfindungsgemäß 0,0024 0,0052 0,2300 0,0110 0,0050 0,0190 0,0160 0,0210 0,0010 0,0070 0,0030 0,0010 0,0011 0,0022
    22 nicht erfindungsgemäß 0,0027 0,0020 0,2300 0,0110 0,0050 0,0250 0,0130 0,0240 0,0020 0,0070 0,0020 0,0004 0,0013 0,0020
    23 nicht erfindungsgemäß 0,0029 0,0021 0,2300 0,0100 0,0050 0,0270 0,0150 0,0210 0,0020 0,0120 0,0040 0,0005 0,0005 0,0021
    24 erfindungsgemäß 0,0030 0,0119 0,2400 0,0080 0,0040 0,0210 0,0180 0,0220 0,0020 0,0060 0,0020 0,0004 0,0005 0,0017
    25 erfindungsgemäß 0,0041 0,0050 0,1800 0,0110 0,0194 0,0140 0,0540 0,0120 0,0260 0,0220 0,0140 0,0005 0,0008 0,0020
    26 nicht erfindungsgemäß 0,0064 0,0025 0,1900 0,0100 0,0250 0,0280 0,0320 0,0180 0,0010 0,0090 0,0010 0,0005 0,0008 0,0025
    27 erfindungsgemäß 0,0080 0,0050 0,1700 0,0110 0,0250 0,0060 0,0180 0,0140 0,0280 0,0210 0,0180 0,0006 0,0005 0,0018
    28 erfindungsgemäß 0,0120 0,0090 0,1900 0,0140 0,0210 0,0160 0,0170 0,0190 0,0340 0,0290 0,0090 0,0028 0,0016 0,0024
    29 nicht erfindungsgemäß 0,0120 0,0022 0,2300 0,0150 0,0060 0,0090 0,0130 0,0230 0,0370 0,0080 0,0140 0,0004 0,0023 0,0022
    30 erfindungsgemäß 0,0130 0,0210 0,1800 0,0070 0,0220 0,0150 0,0140 0,0150 0,0410 0,0160 0,0030 0,0006 0,0005 0,0045
    31 erfindungsgemäß 0,0140 0,0080 0,2100 0,0090 0,0028 0,0160 0,0150 0,0230 0,0270 0,0080 0,0030 0,0060 0,0010 0,0034
    32 erfindungsgemäß 0,0140 0,0080 0,2100 0,0090 0,0016 0,0024 0,0150 0,0230 0,0270 0,0080 0,0030 0,0060 0,0010 0,0034
    33 nicht erfindungsgemäß 0,0140 0,0080 0,2100 0,0090 0,0430 0,0160 0,0150 0,0230 0,0270 0,0080 0,0030 0,0060 0,0010 0,0034
    34 erfindungsgemäß 0,0170 0,0420 0,2000 0,0080 0,0280 0,0190 0,0230 0,0200 0,0140 0,0220 0,0180 0,0004 0,0008 0,0043
    35 erfindungsgemäß 0,0210 0,0120 0,2200 0,0100 0,0290 0,0230 0,0350 0,0130 0,0170 0,0120 0,0180 0,0007 0,0007 0,0037
    36 nicht erfindungsgemäß 0,0210 0,0021 0,2500 0,0140 0,0260 0,0060 0,0170 0,0230 0,0450 0,0090 0,0040 0,0007 0,0009 0,0021
    37 erfindungsgemäß 0,0240 0,0170 0,2300 0,0200 0,0260 0,0260 0,0160 0,0170 0,0450 0,0250 0,0180 0,0007 0,0008 0,0028
    38 nicht erfindungsgemäß 0,0280 0,0026 0,2100 0,0200 0,0120 0,0280 0,0120 0,0210 0,0460 0,0150 0,0070 0,0008 0,0010 0,0026
    39 erfindungsgemäß 0,0290 0,0230 0,2200 0,0080 0,0250 0,0240 0,0450 0,0210 0,0470 0,0240 0,0060 0,0007 0,0023 0,0027
    40 erfindungsgemäß 0,0320 0,0140 0,2800 0,0110 0,0090 0,0290 0,0330 0,0340 0,0380 0,0160 0,0040 0,0006 0,0006 0,0047
    41 erfindungsgemäß 0,0330 0,0180 0,2300 0,0120 0,0060 0,0090 0,0160 0,0260 0,0330 0,0080 0,0030 0,0010 0,0009 0,0039
    42 nicht erfindungsgemäß 0,0340 0,0041 0,2500 0,0090 0,0130 0,0130 0,0180 0,0260 0,0360 0,0100 0,0030 0,0007 0,0010 0,0041
    43 nicht erfindungsgemäß 0,0350 0,0046 0,2300 0,0140 0,0070 0,0130 0,0190 0,0320 0,0370 0,0090 0,0030 0,0008 0,0009 0,0046
    44 erfindungsgemäß 0,0360 0,0180 0,2200 0,0140 0,0070 0,0100 0,0150 0,0240 0,0350 0,0070 0,0020 0,0007 0,0010 0,0048
    45 nicht erfindungsgemäß 0,0360 0,0028 0,2300 0,0150 0,0100 0,0060 0,0150 0,0260 0,0460 0,0090 0,0020 0,0007 0,0007 0,0028
    46 nicht erfindungsgemäß 0,0360 0,0028 0,2300 0,0150 0,0100 0,0060 0,0150 0,0260 0,0460 0,0090 0,0020 0,0007 0,0010 0,0028
    47 nicht erfindungsgemäß 0,0360 0,0028 0,2300 0,0150 0,0100 0,0060 0,0150 0,0260 0,0460 0,0090 0,0020 0,0007 0,0010 0,0028
    48 nicht erfindungsgemäß 0,0360 0,0028 0,2300 0,0150 0,0100 0,0060 0,0150 0,0260 0,0460 0,0090 0,0020 0,0007 0,0002 0,0028
    49 erfindungsgemäß 0,0370 0,0200 0,2400 0,0180 0,0070 0,0170 0,0190 0,0290 0,0280 0,0110 0,0030 0,0009 0,0005 0,0043
    50 erfindungsgemäß 0,0380 0,0176 0,2300 0,0130 0,0060 0,0130 0,0170 0,0260 0,0330 0,0090 0,0030 0,0007 0,0008 0,0039
    51 erfindungsgemäß 0,0380 0,0215 0,2400 0,0100 0,0060 0,0100 0,0150 0,0220 0,0260 0,0080 0,0010 0,0007 0,0008 0,0041
    52 nicht erfindungsgemäß 0,0380 0,0037 0,2500 0,0110 0,0060 0,0070 0,0160 0,0290 0,0390 0,0090 0,0030 0,0004 0,0011 0,0037
    53 erfindungsgemäß 0,0410 0,0139 0,2300 0,0100 0,0060 0,0110 0,0150 0,0210 0,0390 0,0160 0,0010 0,0008 0,0010 0,0032
    54 erfindungsgemäß 0,0410 0,0139 0,2300 0,0100 0,0060 0,0110 0,0150 0,0210 0,0390 0,0160 0,0010 0,0008 0,0010 0,0032
    55 erfindungsgemäß 0,0430 0,0133 0,2800 0,0080 0,0060 0,0110 0,0180 0,0250 0,0290 0,0080 0,0010 0,0007 0,0010 0,0035
    56 erfindungsgemäß 0,0440 0,0180 0,2300 0,0130 0,0040 0,0130 0,0180 0,0270 0,0320 0,0140 0,0020 0,0010 0,0006 0,0045
    57 nicht erfindungsgemäß 0,0440 0,0043 0,2400 0,0080 0,0120 0,0090 0,0150 0,0180 0,0450 0,0150 0,0010 0,0005 0,0005 0,0043
    58 nicht erfindungsgemäß 0,0470 0,0038 0,2300 0,0090 0,0110 0,0210 0,0190 0,0310 0,0270 0,0180 0,0140 0,0008 0,0014 0,0038
    59 nicht erfindungsgemäß 0,0480 0,0046 0,2400 0,0370 0,0140 0,0300 0,0570 0,0270 0,0360 0,0060 0,0040 0,0043 0,0013 0,0046
    60 erfindungsgemäß 0,0490 0,0142 0,2500 0,0070 0,0060 0,0090 0,0180 0,0220 0,0440 0,0070 0,0010 0,0023 0,0010 0,0037
    61 erfindungsgemäß 0,0490 0,0280 0,2100 0,0240 0,0020 0,0090 0,0200 0,0410 0,0270 0,0110 0,0030 0,0015 0,0007 0,0029
    62 nicht erfindungsgemäß 0,0520 0,0052 0,1600 0,0140 0,0220 0,0023 0,0130 0,0230 0,0470 0,0130 0,0130 0,0009 0,0006 0,0052
    63 erfindungsgemäß 0,0530 0,0490 0,4300 0,0100 0,0280 0,0270 0,0120 0,0260 0,0490 0,0030 0,0070 0,0005 0,0008 0,0057
    64 erfindungsgemäß 0,0530 0,0540 0,4800 0,0150 0,0180 0,0270 0,0280 0,0330 0,0390 0,0300 0,0080 0,0005 0,0013 0,0063
    65 erfindungsgemäß 0,0540 0,0570 0,5000 0,0280 0,0090 0,0220 0,0420 0,0430 0,0180 0,0130 0,0010 0,0004 0,0009 0,0023
    66 nicht erfindungsgemäß 0,0560 0,0057 0,1600 0,0130 0,0260 0,0140 0,0200 0,0280 0,0430 0,0230 0,0150 0,0010 0,0010 0,0057
    67 erfindungsgemäß 0,0570 0,0310 0,3400 0,0270 0,0130 0,0090 0,0110 0,0310 0,0260 0,0190 0,0010 0,0031 0,0009 0,0067
    68 nicht erfindungsgemäß 0,0580 0,0037 0,3500 0,0110 0,0090 0,0080 0,0236 0,0240 0,0290 0,0180 0,0050 0,0005 0,0005 0,0037
    69 erfindungsgemäß 0,0590 0,0101 0,3700 0,0230 0,0280 0,0120 0,0180 0,0480 0,0210 0,0200 0,0050 0,0007 0,0005 0,0048
    70 nicht erfindungsgemäß 0,0710 0,0087 0,2500 0,0180 0,0030 0,0270 0,0150 0,0280 0,0460 0,0200 0,0180 0,0027 0,0007 0,0087
    Tabelle 3
    Nr. Kategorie Dicke [mm] NWG [%] SbeH [MPa] SbeL [MPa] Sbm [MPa] Abe [%] Ab [%] b [MPa] n [1]
    1 nicht erfindungsgemäß 0,48 0,4 351 276 494 1,7 42,3 264 0,201
    2 nicht erfindungsgemäß 0,30 1 331 286 493 1,9 38,0 243 0,199
    3 nicht erfindungsgemäß 0,22 7,5 390 350 536 0,7 39,0 371 0,095
    4 nicht erfindungsgemäß 0,27 10 413 372 465 1,1 31,4 371 0,114
    5 nicht erfindungsgemäß 0,25 15 464 435 487 0,8 27,3 443 0,061
    6 nicht erfindungsgemäß 0,24 20 486 465 494 0,8 17,3 470 0,045
    7 nicht erfindungsgemäß 0,20 0,4 364 291 501 1,8 39,4 279 0,183
    8 erfindungsgemäß 0,17 0,6 387 315 541 4,1 42,7 264 0,201
    9 erfindungsgemäß 0,22 1 409 317 557 2,7 41,8 257 0,215
    10 erfindungsgemäß 0,19 10 486 454 587 2,1 28,7 404 0,128
    11 erfindungsgemäß 0,18 15 537 486 594 1,6 21,6 471 0,114
    12 nicht erfindungsgemäß 0,13 40 693 662 675 1,6 9,3 657 0,022
    13 nicht erfindungsgemäß 0,22 6 417 367 566 1,3 42,8 356 0,130
    14 nicht erfindungsgemäß 0,23 1 402 313 551 1,6 46,0 272 0,179
    15 nicht erfindungsgemäß 0,21 10 490 425 581 1,8 33,5 409 0,108
    16 nicht erfindungsgemäß 0,20 15 545 477 588 1,7 26,8 478 0,068
    17 nicht erfindungsgemäß 0,14 40 685 640 645 1,4 10,5 650 0,013
    18 erfindungsgemäß 0,22 1 405 341 591 2,5 41,1 283 0,207
    19 erfindungsgemäß 0,21 4,5 463 421 656 1,3 32,9 395 0,163
    20 erfindungsgemäß 0,20 8 548 496 663 2,0 26,0 455 0,126
    21 erfindungsgemäß 0,18 16 551 502 629 1,4 21,8 481 0,100
    22 nicht erfindungsgemäß 0,17 40 673 651 692 1,0 10,8 670 0,011
    23 nicht erfindungsgemäß 0,21 4,5 424 405 580 1,5 42,6 351 0,141
    24 erfindungsgemäß 0,18 5 472 428 645 1,9 36,4 376 0,163
    25 erfindungsgemäß 0,28 0,6 444 354 514 3,4 43,1 375 0,177
    26 nicht erfindungsgemäß 0,18 2 402 329 532 1,8 36,6 308 0,153
    27 erfindungsgemäß 0,32 0,4 441 347 578 2,5 36,5 309 0,183
    28 erfindungsgemäß 0,29 0,4 459 393 604 2,3 35,8 337 0,170
    29 nicht erfindungsgemäß 0,29 1 410 337 534 1,9 36,9 307 0,163
    30 erfindungsgemäß 0,14 4,5 501 472 682 1,3 32,1 438 0,160
    31 erfindungsgemäß 0,48 0,6 451 375 597 2,1 36,7 337 0,174
    32 erfindungsgemäß 0,23 20 611 561 658 1,9 17,9 546 0,075
    33 nicht erfindungsgemäß 0,45 33 717 683 698 0,8 5,4 694 0,031
    34 erfindungsgemäß 0,16 1 461 447 692 1,3 37,4 432 0,183
    35 erfindungsgemäß 0,15 11 567 514 661 2,1 25,8 478 0,118
    36 nicht erfindungsgemäß 0,19 0,8 435 347 542 2,2 37,4 321 0,157
    37 erfindungsgemäß 0,26 20 643 614 715 1,5 17,1 602 0,079
    38 nicht erfindungsgemäß 0,14 4,5 483 407 562 1,6 32,3 376 0,109
    39 erfindungsgemäß 0,34 7 567 538 717 1,6 28,4 504 0,133
    40 erfindungsgemäß 0,29 0,6 523 459 653 2,5 34,1 401 0,149
    41 erfindungsgemäß 0,17 5 541 498 667 2,1 27,0 447 0,134
    42 nicht erfindungsgemäß 0,16 22 606 588 615 1,2 24,6 596 0,010
    43 nicht erfindungsgemäß 0,22 0,8 470 395 588 3,2 41,6 349 0,129
    44 erfindungsgemäß 0,18 17 657 638 741 1,3 20,6 623 0,072
    45 nicht erfindungsgemäß 0,21 0,4 498 370 591 3,5 45,4 293 0,157
    46 nicht erfindungsgemäß 0,21 1 509 401 580 3,0 40,4 344 0,132
    47 nicht erfindungsgemäß 0,20 5 543 486 588 2,7 26,5 454 0,066
    48 nicht erfindungsgemäß 0,18 15 665 571 608 2,4 8,6 546 0,048
    49 erfindungsgemäß 0,17 10 645 602 762 1,5 26,6 575 0,103
    50 erfindungsgemäß 0,21 1,2 538 483 654 3,3 29,4 403 0,149
    51 erfindungsgemäß 0,15 8 584 540 631 2,3 17,8 497 0,096
    52 nicht erfindungsgemäß 0,17 10 532 477 601 1,2 30,9 470 0,077
    53 erfindungsgemäß 0,22 0,4 559 430 667 3,0 40,5 343 0,168
    54 erfindungsgemäß 0,19 15 720 649 703 3,3 13,3 632 0,039
    55 erfindungsgemäß 0,21 7,5 571 531 668 2,2 27,2 482 0,108
    56 erfindungsgemäß 0,13 8 626 578 677 3,0 16,6 524 0,100
    57 nicht erfindungsgemäß 0,17 10 565 507 597 1,7 20,0 488 0,081
    58 nicht erfindungsgemäß 0,14 11 589 518 615 2,4 25,2 492 0,054
    59 nicht erfindungsgemäß 0,28 2,2 525 454 588 2,6 32,1 401 0,104
    60 erfindungsgemäß 0,21 6 573 522 655 2,3 24,1 481 0,096
    61 erfindungsgemäß 0,14 0,6 581 546 747 1,9 31,9 498 0,137
    62 nicht erfindungsgemäß 0,23 12 601 549 614 1,2 23,7 499 0,060
    63 erfindungsgemäß 0,24 14 694 682 757 0,9 14,8 652 0,064
    64 erfindungsgemäß 0,20 1,4 601 576 770 1,8 31,1 537 0,154
    65 erfindungsgemäß 0,23 5 630 608 781 1,7 27,4 570 0,117
    66 nicht erfindungsgemäß 0,35 18 667 607 647 0,8 18,1 586 0,036
    67 erfindungsgemäß 0,15 8 661 641 793 1,6 24,4 607 0,101
    68 nicht erfindungsgemäß 0,23 15 649 572 630 1,3 10,5 548 0,031
    69 erfindungsgemäß 0,25 12 682 605 692 3,1 21,4 553 0,068
    70 nicht erfindungsgemäß 0,22 6 624 545 646 2,7 27,3 503 0,054

Claims (15)

  1. Verpackungsblecherzeugnis aus einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von weniger als 0,6 mm, welches folgende Zusammensetzung in Bezug auf das Gewicht aufweist:
    - C: 0,001 - 0,06 %,
    - Si: < 0,03 %, bevorzugt 0,002 bis 0,03 %,
    - Mn: 0,17 - 0,5 %,
    - P: < 0,03 %, bevorzugt 0,005 bis 0,03 %,
    - S: 0,001 - 0,03 %,
    - Al: 0,001 - 0,1 %,
    - N: 0,002 - 0,12 %, bevorzugt 0,004 bis 0,07 %,
    - optional Cr: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,1 %,
    - optional Ni: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,05 %,
    - optional Cu: < 0,1 %, bevorzugt 0,002 - 0,05 %,
    - optional Ti: < 0,01 %,
    - optional B: < 0,005 %,
    - optional Nb: < 0,01 %,
    - optional Mo: < 0,02 %,
    - optional Sn: < 0,03 %,
    - Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
    wobei das Verpackungsblecherzeugnis bei einer biaxialen Verformung in einem Bulge-Versuch gemäß DIN EN ISO 16808 eine untere Streckgrenze (SbeL) von mehr als 300 MPa und eine zugehörige Bruchdehnung (Ab) von mehr als 10 % und im plastischen Bereich zwischen der Lüdersdehnung (Abe) und einer oberen plastischen Grenzdehnung von εmax = 0,5·Ab·(SbeL/Sbm) ein biaxiales Spannungs/-Dehnungs-Diagramm σB(ε) aufweist, das mit einer Funktion σB = b·εn darstellbar ist, wobei
    - σB die wahre, biaxiale Spannung in MPa,
    - ε der Betrag der wahren Dehnung in Dickenrichtung in %,
    - SbeL die untere Streckgrenze,
    - Sbm die absolute Festigkeit,
    - Abe die Lüdersdehnung,
    - b ein Proportionalitätsfaktor und
    - n ein Verfestigungsexponent ist,
    und eine Verfestigung des Verpackungsblecherzeugnisses in Dickenrichtung durch einen Verfestigungsexponenten von n ≥ 0,353 − 5,1 ⋅ Sb eL / 10 4 MPa
    Figure imgb0004
    charakterisiert ist.
  2. Verpackungsblecherzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass von dem Stickstoff ein Gewichtsanteil von mindestens 0,002 %, bevorzugt von mehr als 0,004 % in ungebundener Form interstitiell im Stahl eingelagert ist.
  3. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der voranstehenden Ansprüche, wobei das Verpackungsblecherzeugnis erhältlich ist durch
    - Warmwalzen einer Bramme aus dem Stahl zu einem Warmband, wobei das Warmband bevorzugt eine Dicke im Bereich von 2 mm bis 4 mm aufweist,
    - Aufwickeln des Warmbands bei einer Aufwickeltemperatur unterhalb der Ar1-Temperatur und insbesondere im Bereich von 500°C bis 750°C,
    - Kaltwalzen des Warmbands bei einem Reduktionsverhältnis von mindestens 80 % zu einem kaltgewalzten Stahlband,
    - Aufsticken des kaltgewalzten Stahlbands in einem Glühofen, insbesondere einem Durchlaufglühofen, unter Anwesenheit eines Stickstoffdonors bei einer Temperatur von mindestens 550°C und Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Stahlbands in einem Glühofen bei einer Glühtemperatur von mindestens 630°C,
    - Abkühlen des rekristallisierend geglühten Stahlbands auf Raumtemperatur,
    - Nachwalzen des rekristallisierten Stahlbands bei einem Nachwalzgrad von 0,2 % bis 45 %.
  4. Verpackungsblecherzeugnis nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Endwalztemperatur beim Warmwalzen der Bramme größer als die Ar3-Temperatur ist und insbesondere im Bereich von 800°C bis 920°C liegt.
  5. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der Ansprüche 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Verweildauer des Stahlbands im Glühofen zwischen 10 Sekunden und 400 Sekunden liegt.
  6. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der Ansprüche 3 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Nachwalzgrad 20 % oder kleiner ist und insbesondere im Bereich von 1 bis 18 % liegt.
  7. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der Ansprüche 3 bis 6, wobei der Stickstoffdonor bei den Temperaturen im Glühofen zumindest teilweise zu atomarem Stickstoff dissoziiert ist.
  8. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der Ansprüche 3 bis 7, wobei es sich bei dem Stickstoffdonor um Ammoniakgas handelt.
  9. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der Ansprüche 3 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmband einen anfänglichen Stickstoffanteil N0 im Bereich von 0,001 Gew. % bis 0,016 Gew. %, bevorzugt von 0,001 Gew. % bis 0,008 Gew. %, aufweist und dass der Gewichtsanteil des Stickstoffs in dem Stahlflachprodukt beim Glühen durch die Anwesenheit des Stickstoffdonors um ΔN ≥ 0,002 Gew. % erhöht wird.
  10. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Oberflächenbeschichtung auf mindestens einer Oberfläche des kaltgewalzten Stahlblechs enthält, insbesondere eine elektrolytisch aufgebrachte Zinn- und/oder Chrom-/Chromoxid-Beschichtung und/oder eine organische Beschichtung, insbesondere in Form eines Lacks oder einer Polymerfolie.
  11. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der voranstehenden Ansprüche, wobei die Eigenschaften des Verpackungsblecherzeugnisses nach einer Alterung des Verpackungsblecherzeugnisses erhalten werden, insbesondere nach einer künstlichen Alterung durch eine thermische Behandlung über 20 bis 30 Minuten bei einer Alterungstemperatur im Bereich von 200°C bis 210 °C oder nach einer Lagerung und/oder durch eine Lackierung mit anschließender Trocknung.
  12. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der Ansprüche 3 bis 11, wobei der sich aus der Dicke (d) des Verpackungsblecherzeugnisses und der Dicke (D) des Warmbands ergebende Gesamtkaltwalzgrad von GKWG= 1 - d/D bei mindestens 0,90 liegt.
  13. Verpackungsblecherzeugnis nach einem der voranstehenden Ansprüche, wobei es sich um ein einfach oder doppelt reduziertes Feinstblech mit einer Dicke (d) im Bereich von 0,10 mm bis 0,50 mm, bevorzugt von 0,12 mm bis 0,35 mm, handelt.
  14. Verwendung eines Verpackungsblecherzeugnisses nach einem der voranstehenden Ansprüche zur Herstellung von Dosenrümpfen.
  15. Verfahren zur Herstellung und Charakterisierung eines Verpackungsblecherzeugnisses aus einem kaltgewalzten Stahlblech mit einer Dicke von weniger als 0,6 mm, wobei das Verpackungsblecherzeugnis aus einem Warmband durch ein- oder zweifaches Kaltwalzen des Warmbands bei einem Reduktionsverhältnis von mindestens 80 % hergestellt wird und das Warmband folgende Zusammensetzung in Bezug auf das Gewicht aufweist:
    - C: 0,001 - 0,06 %,
    - Si: < 0,03 %, bevorzugt 0,002 bis 0,03 %,
    - Mn: 0,17 - 0,5 %,
    - P: < 0,03 %, bevorzugt 0,005 bis 0,03 %,
    - S: 0,001 - 0,03 %,
    - Al: 0,001 - 0,1 %,
    - N: < 0,016%, bevorzugt 0,001 bis 0,008 %,
    - optional Cr: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,08 %,
    - optional Ni: < 0,1 %, bevorzugt 0,01 - 0,05 %,
    - optional Cu: < 0,1 %, bevorzugt 0,002 - 0,05 %,
    - optional Ti: < 0,01 %,
    - optional B: < 0,005 %,
    - optional Nb: < 0,01 %,
    - optional Mo: < 0,02 %,
    - optional Sn: < 0,03 %,
    - Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
    wobei das kaltgewalzte Stahlband in einem Glühofen, insbesondere einem Durchlaufglühofen, unter Anwesenheit eines Stickstoffdonors bei einer Temperatur von mindestens 550°C um einen auf das Gewicht bezogenen Stickstoffgehalt von ΔN ≥ 0,002 % aufgestickt wird, indem ein nitrierendes Gas, insbesondere Ammoniakgas, einerseits zur Ausbildung einer stickstoffhaltigen Gasatmosphäre in den Glühofen eingebracht und andererseits mittels Düsen auf wenigstens eine oder beide Oberflächen des Stahlbands gleichmäßig aufgesprüht wird und das Stahlband bei einer Glühtemperatur von mindestens 630°C rekristallisierend geglüht, danach auf Raumtemperatur abgekühlt und bei einem Nachwalzgrad von 0,2 % bis 45 % kalt nachgewalzt wird und anschließend zur Charakterisierung des Umformvermögens einer biaxialen Verformung im Bulgeversuch gemäß DIN EN ISO 16808 im plastischen Bereich unterzogen wird, in der das Verpackungsblecherzeugnis eine untere Streckgrenze (SbeL) von mehr als 300 MPa und eine zugehörige Bruchdehnung (Ab) von mehr als 10 % sowie im Bereich zwischen der Lüdersdehnung (Abe) und einer oberen plastischen Grenzdehnung von εmax = 0,5·Ab·(SbeL/Sbm) ein biaxiales Spannungs-Dehnungs-Diagramm σB(ε) zeigt, das mit einer Funktion σB = b·εn darstellbar ist, wobei
    - σB die wahre, biaxiale Spannung in MPa,
    - ε der Betrag der wahren Dehnung in Dickenrichtung in %,
    - SbeL die untere Streckgrenze,
    - Sbm die absolute Festigkeit,
    - Abe die Lüdersdehnung,
    - b ein Proportionalitätsfaktor und
    - n ein Verfestigungsexponent ist, der n ≥ 0,353 − 5,1 ⋅ Sb eL / 10 4 MPa
    Figure imgb0005
     erfüllt.
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