DE2364602A1 - Verfahren zum herstellen von kaltverformtem tiefziehblech und -band - Google Patents

Description

Dipl.-lng. H. Sauerlar.d .· Dr.-lng. R. KCr.ig . Dipl.-lng. K. Bergen Patentanwälte · «ooo Düsseldorf ao · Cecclienellea τβ · Telefon

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21. Dezember 1973 29 111 K

NIPPON STKKI. CORPORATION No.6-3t 2-chome, Ote-rachi, C:iiyoda-ku, Tokio, Japan

»Verfahren zum Herstellen von kaltverformtea Tiefziehblech

und «band¹¹

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von kaltverformtea Tiefziehblech mit guter Kaltverformbarkeit, insbesondere Tiefziehbarkeit, aus beruhigtem Stahl₉ bei dem Blöcke warmgewalzt, das Band warmgehaspelt und geglüht wird·

Die gute Tiefziehbarkeit aluminiumberuhigter Stähle ist bekannt. Diese Stähle werden dort eingesetzt, wo wie bei der Karosserieherstellung eine gute Kaltverformbarkeit erforderlich ist; sie werden üblicherweise zunächst waxia- und dann kaltgewalzt sowie haubengeglüht· Obgleich die aluminiuEberuhigten Tief ziehe tähle wegen des stabilen Abbindens des Stickstoffs als Aluminiumnitrid alterungsbeständig sind, besitzen sie eine unzureichende Tiefziehbarkeit, die in eines verhältnismäßig niedrigen r-Vert von 1,4 bis 1,7 zum Ausdruck kommt· Demzufolge kann es bei starker Verformung wie beim Herstellen von Kotflügeln zu einer Rißbildung kommen· Ein weiterer Nachteil beim Herstellen aluminlumbe-»

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ruhigter Stähle mit einem r-Vert von 1,4 bis 1,7 besteht darin, daB das Haubenglühen angesichts der erforderlichen langen Glühzeit außerordentlich unwirtschaftlich ist. Das Haubenglühen gilt Jedoch als unerläßliche Voraussetzung für eine akzeptablen r-Wert.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabezugrunde, die vorerwähnten Nachtelle zu beheben und unter anderem Insbesondere ein kontinuierlich geglühtes Tiefziehblech oder -band mit besserer Tlefzlehbarkeit bzw· höheres r-Uert zu schaffen; Die Lösung dieser Aufgabe 1st daifeuf gerichtet, das Band kontinuierlich zu glühen; das bedingt jedoch ein rasches Abkühlen, so daß der Kohlenstoff mindestens teilweise auch bei einem nachfolgenden überaltern in fester Lösung verbleibt, was an sich die Gefahr einer schädlichen Kohlenstoffalterung mit sich bringt. Durch Versuche konnte jedoch nachgewiesen werden, daB sich diese Kohlenstoffalterung bei zweckentsprechender Wahl der Stahlzusammensetzung und bestimmten überalterungsbeddLngungen vermeiden läßt. Auf diese Weise läßt sich ohne eine schädliche Kchlenstoffalterung ein kontinuierliches geglühtes Tiefziehblech mit hohem r-¥ert von 1,4 bis 2,1 herstellen«

Die Erfindung wird nachfolgenc^anhand von Ausführungsbeispielen und der in der Zeichnung dargestellten Diagramme des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen:

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

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■"

ruhlgtea Stahl

erreichen,

, hachstens O,_50Si K^t^STT Schvefel enthält. KohlenstoS^re ^ °'°^2<W

die Härte und beeinträchtiget^7' °* "*■-hebUch. Ähnlieu _wArkea „i'^SST* «Shrend Schvefel_geIiiate über O
sich bringen, der Jedoch c^h ^ r gegense^irkt werden kann. ^C in Ϊ "^****** «t-Uchen oehaate an »PP. ^^2?^^ andererseits die Kaltverfo_rebar_k8lt des

Aus dem DiagraEai der Fijr ι ι

an Kohlenstoff Kangan und Schweb ^ ^***¹**** nen, erfindungsgenäfl kontinui?^^^

und kaltgewalzten Stahl zu Bl ziehbarkeit führen. Der die Tfzie entspricht de» VerMltnis

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dehnung zu relativer Dickendehnung beim Zugversuch an Blechen. Er stellt einen Maßstab für die mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Tiefziehbarkeit von Blech dar. Anstelle des gerichteten r-Vertes bedient man sich häufig auch des mittleren r-Vertes, der sich mit besserer Tiefziehbarkeit erhöht. Übliche beruhigte Stähle besitzen einen r-Wert von etwa 1,3 und haubengeglühte, aluminiunberuhigte Stähle einen r-Wert von etwa 1,6.

Der Kohlenstoffgehalt umfaßt nach dem Diagramm der Fig. 1 vier Bereiche, und zwar 0,03 bis 0,08#, 0,02 bis 0,03%f 0,01 bis 0,02# unter 0,01?6 entsprechend den dick strichpunktiert und gestrichelt umrandeten Feldern innerhalb der spezifischen Kohlenstoffbereiche des Diagramms der Fig. 1 gehört jeder Punkt von 0,01#, 0,0256 und 0,0396 zwei Bereichen an; trotzdem ändert sich die Tiefziehbarkeit an diesen Punkten in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt.

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

(Mn)= ^l - 0,0/f
oder

(Mn)= ^J - 0,04
ausgewählt zu werden. Der auf der Abszisse aufgetragene

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Kohlenstoffgehalt dient dabei l^dlglici: der Festlegung der Kurven, d.h. solange die Gehalts a.i Kohlenstoff_f Mangan und Schwefel innerhalb der sich ^us dem Diagramm der Fig. 1 ergebenden Felder liegen, besitzt der Stahl einen r-Wert von mindestens 1,6. Werden .iraoch die Gehalte an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel optisal aufeinander eingestellt, dann lassen sich a*ch r-Vei ze von 2,0 und mehr erreichen.

Aus dem Diagramm der Fig. 1 ergibt sich, daß das Feld optimaler Mangan- und Schwefelgehalte bei niedrigen Kohlenstoffgehalt en unter 0,0156 sehr groß ist, während das Feld mit zunehmenden Kohlenstoffgehalten von beispielsweise 0,02% und 0,03^ imaer enger werden. Bei Kohlenstoff gehalten von 0,03 bis 0,08# ist das Feld dagegen wiederum größer. Dieser Widerspruch erhklärt sich aus der neuen Tatsache, daß die Tiefziehbarkeit von kontinuierlich gsgliihtea Stahlblech von dea er^-sähnten Kohlenstoffaltem abhängt, wobei mit steigendes Kohlenstoffgehalt der Karbidanteil im Gefüge zunimt und sich beim Überaltern mehr Ausscheidungspunkte ergeben, so daß das Alterungsverhalten merklich besser wird.

Des weiteren konnte festgestellt werden, daß die Rolle des Aluminiums in herkömmlichen aluminiuBberuhigten Stählen eine andere ist als bislang angenommen. Beim herkömmlichen Haubenglühen aliminiumberuhigter Stähle ist die Aufheizgeschwindigfreit außerordentlich gering, so daß der Unterschied zwischen dem Ausscheiden und dem Rekristallisationsverhalten des Aluminiumnitrids zur Erhöhung des r-Vertes ausgenutzt werdan kann. Beim kontinuierlichen Glühen ist dagegen die Ausnutzung des Verhaltensunterschiedes des

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Aluminiumnitrids zur Verbesserung des r-Wertes nur bedingt möglich, da die die Aufheizgeschwindigkeit außerordentlich groß ist« Um dem Rechnung zu tragen, basiert das erfindungsgemäße Verfahren auf der Ausnutzung einer anderen Verbindung als des Aluminiuanitrids. Demzufolge beruht die gute Tiefziehbarkeit des nach aem erfindungsgeoäßen Verfahren hergestellten Stahls auf einem anderen Mechanismus als beim herkömmlichen aluminiumberuhigtem Tiefziehstahl·

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird der Zustand der ManganFulfid-Fhase vor dem Kaltwalzen über das Verhältnis der Gehalte an Mangan und Schwefel sorgfältig eingestellt»

Dieses Verhältnis beträgt erfindungsgesäß 7 bis 30 und stellt sicher, daß der Stahl nach der Bildung dar Mangansulfid-Phase eine wesentliche Menge an Mangan und Schwefel enthält. Um außerdem die Mangansulfid-Konzentration festzulegen, enthält der Stahl höchstens 0_t50#_f vorzugsweise höchstens 0,25$ oder besser noch höchstens O₉17^ Mangan sowie höchstens 0,020$, vorzugsweise höchstens O₉OIO^i Schwefel. Eine optimale Tiefziehbarhsit ergibt sich, wenn die Bedingung

(* Mn) - 1₉7 (* S) ^ 0,25 oder besser noch

(SiMn) - 1₉7 (* S) ^0,17 eingehalten wird«

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Um die Mangansulfid-Phase hinsichtlich der Teilchengrösse und der Verteilung optimal einzustellen, wird der Wärmeinhalt des warmgehaspelten Bandss ausgenutzt. Aus diesem Grunde wird das Warmband bei Temperaturen über 650 C vorzugsweise über 69O⁰C oder auch über 735°C gehaspelt. Dies stellt eine entscheidende Voraussetzung für das Herstellen eines kaltgewalzten Tiefziehblechs oder -bandes aus beruhigtem Stahl mit einem r-Wert dar, csr über dem von haubongeglühtem Tief ziehstahl liegt.

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

Die Gehalte an Aluminium, Bor und Titan können unabhängig voneinander eingestellt werden; vorzugsweise genügen sie j ede ja der Bedingung:

- (* Al) - 3$ (# 0) * 2 (9t N)

Enthält der Stahl außer Aluminium noch andere Oxydbildner, Hff^p tritt an die Stelle des A^{1 |in><}* r»ii"nggv*»"it.es. das Aluminiumäquivalent des betreffenden Oxydbildners M. Ausgehend von dem Aluminiumoxyd Al₂O, ergibt sich das Aluminiumäquivalent zu

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- 2 y (At-Gew. Al) _f^ „x

wobei χ und y die Indices der Verbindung M O sind·

Enthält der Stahl mehrere Oxydbildner, dann entspricht das Aluminiumäquivalent der Summe der "betreffenden AIu- ipi η 1 urna quivalente nach den beiden vorerwähnten Formeln· Der Stahl wird vorzugsweise im Vakuum auf Kohlenstoffgehalte von höchstens 0,0256 entkohlt, un besonders hohe r-Verte zu erreichen· Die Legierungselesente können dem Stahl bis zum Block- oder Stranggießen zugesetzt werden,

Das warmgewalzte Band wurde zur Entwicklung seiner Verformbarkeit vorzugsweise 40 .see· bis 5 Kinutpn bei 8CO bis 880⁰C kontinuierlich geglüht und anschließend bis 10 Kinuten_f vorzugsweise zwei bis acht Minuten bei 350 bis 60O⁰C. vorzugsweise bei 400 bis 500⁰C überaltert. Diese Wärmebehandlung ergibt ausgezeichnete r-Werto, wenngleich die erfindungsgemäße dtahl zusammensetzung auch bein Haubenglühen zu einer ausgezeichneten Tiefziehbarkeit führi

Das überaltern beim kontinuierlichen Glühen rührt zum Ausscheiden von Karbiden und verringert somit den Gehalte an gelöstem Kohlenstoff. Angesichts des verhältnismäßig niedrigen Mangangehaltes sollten die vorerwähnten Daten der WänneDehaiidlung eingehalten werden. Eine höhere Glühtecper^tur unterhalb A, führt dabei zu einer Erhöhung des r-teertes.

Vas die erfindungsgemäße Haspeltemperatur anbetrifft, so

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ergibt sich aus dem Diagramm der Fig. 2, deren Auswirkung auf den rτ Wert. Die eingetragenen Werte beziehen sich auf Stähle innerhalb der er/indungsgemäßen Bereiche des Diagramms der Flg. 1· Im einezlen zeigt der Streubandverlauf, daß der r-Wert bei Haspeltemporaturen Im unteren Bereich unzureichend ist· Verstärkt macht sich dies bemerkbar, je holier der Kohlenstoffgehalt ist. Dabei ergibt sich aus dem Str^ubandvcTlauf im Diagramm, daß sich der Wendepunkt des Streubandes und der Bereich maximaler Schwankung mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt zu niedrigen Temperatur- a hin verschicht. Des weiteren ergaben die dem Diagramm der Fig. 2 zugrunde liegenden Versuche, daß die Haspeltemperatur bei Kofclenstoffgehalten bis maximal 0,01& ohne Wirkung auf den r-Wert ist. In diesem Zusammenhang kann die Temperatur des Übergangs zur maximalen Streubandsteigung bzw. zum maximalen Streubereich als kritische Haspel temperatur bezeichnet werden. Die Abhängigkeit des r-Wertes von der kritischen Haspeltemperatur ergibt sich aus dem Diagramm der Fig. $₉ I_n a_em ^₃ Feld I dem übergang der maximalen Steigung, das Feld III der Steigung O und das Feld II dem dazwischen liegenden Übergang kennzeichnen.

Bei einem Stahl mit der angegebenen Zusammensetzung kommt den Feldern 1 bis III eine kennzeichnende Bedeutung zu.

Die Endtemperatur beim Warmwalzen ipuß oberhalb A liegen. Außerdem beträgt bei Stahlen mit einem Kohlenstoffgehalt unter ^₉OZU die Querschnittsabnahme beim Kaltwalzen vorzugsweise mindestens 75%·

Das Diagramm der Fig. 4 bezieht sich auf Versuche mit Stählen

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der aus der nachfolgenden Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung· Dabei fallen die Stähle A unter die Erfindung und liegen innerhalb des Streubandes mit den ausgezogenen Linien, während es sich bei den Stählen B um kontinuierlich geglüht und gedeckelte, Innerhalb des Streubandes zwischen den gestrichelten Linien liegenden Stähle sowie gemäß C um kontinuierlich geglühte, in herkömmlicher Weise aluminiumberuhigte Vergleichsstähle handelt«

Tabelle I

C Mn S 0 Al N (%) (») (*) W (*)

A O.O4 0· 14 0.009 0.005 0.015 0.0017 bis bis bis bis bis bis 0.06 0.20 0.015 0.008 0.030 0.0029

B 0.03 0.15 0.010 0.030 - 0.0010 bis bis bis bis bis

0.05 0.16 0.015 0.035 - 0.«

C 0.04 0.26 0.015 - 0.020 0.0031

bis bis bis - bis bis 0.05 0·31 0.017 - 0.067 0.0037

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Das Diagramm der Fig. 4 macht die Abhängigkeit des r-Wertes vcn der Hasp el Temperatur deutlich· Dabei zeigt sich, daß eine hohe Haspeltemperatur bei in herkömmlicherWeise aluminiunberuhigtem Stahl keiner r-Werte über 1,4 bis 1,5 ergibt. Nach dem erfindungsgeaäßen Verfahren behandelte Stähle ergeben dagegen r-Werte übsr 2,O₉ was auf ein weitestgehenste? Ausscheiden vou Hangansulfid und Manganoxyd beim Warmhaspeln mit hoher Temperatur zurückzuführen ist. Der Kurvenverlauf zeigt deutlich, die Wirkung höherer Haspeltemperaturen, insbesondere über 735⁰C auf den r-Wert.

Beispiel 1

Stahlschmelze mit 0,04# Kohlenstoff, 0,14# Mangan und 0,01056 Schwefel wurde im Konverter gefrischt und unter Zugabe von Aluminium im fallenden Guß beruhigt zu Blöcken vergossen. Der Aluminiumgehalt des Stahls betrug O,O23#. Die Stahlblöcke wurden vorgewalzt und alsdann mit einer Endtemperatur von 890⁰C warmgewalzt sowie bei 750⁰C gehaspelt. Das Band wurde alsdann mit einer Guerschnittsabnahne von 7Z% bis puf seine Enddikke von 0,8 mm kaltgewalzt. Danach wurde das Band eine Minute bei 850⁰C rekristallisierend geglüht sowie 1,5 Minuten bei 450⁰C überaltert. Das Band wurde schließlich mit einer Querschnittsabnahne von 1,0% nachgewalzt und hinsici tlich seiner mechanischen Eigenschaften untersucht. Dabei ergab sich ein r-Vert von 2,09, eine Bruchdehnung von 45,2% und eine Streckgrenze von 16,9 cb.

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Beispiel 2

Eine Stahlschmelze wurde im Konverter gefrischt, anschließend nach dem Vakuuoheber-Verfahren entgast und zu Blöcken vergossen. Die Blockanalyse ergab 0,00596 Kohlenstoff, 0,23% Mangan, 0,010* Schwefel und 0,04256 Aluminium· Die Blöcke wurden vorgewalzt und anschliessend mit einer Endtemperatur von 895⁰C warmgewalzt sowie bei 55O⁰C gehaspelt und mit einer Querschnittsabnahne von B2% bis auf eine Enddicke von 0,8 mm kalt ausgewalzt· Das Band wurde alsdann eine Minute bei 800⁰C kontinuierlich rekristallisieren*! geglüht und fünf Minuten bei 380⁰C überaltert sowie schließlich mit einer Querschnittsabnahme von 1,096 nachgewalzt· Bei der Untersuchung von Proben ergab sich ein r-Wert von £15, eine Bruckdehnung von 48,296 und eine Streckgrenze von 14,1 cb. Das Blechbesaß zudem eine ausgezeichnete Tiefziehbarkeit·

Beispiel 3

Ein aluminiumberuhigter und im Konverter gefrischter Stahl mit 0,04# Kohlenstoff, 0,13# Mangan, 0,00956 Schwefel- O₈ 03296 Aluminium, 0,00696 Sauerstoff, 0,003696 Stickstoff und einem Verhältnis vcn Mangan zu Schwefel voni4:1, der der Gleichung

06 Al) - 54/48 (% 0) = 6,4 (96N)

genügte, wurde zu Brammen vergossen· Die Brammen wurden mit einer Endtemperatur von 930⁰C bis auf eine Dicke von 2,4 mm heruntergewalzt und bei den sich aus dtr nachfolgenden Tabelle II ergebenden Temperaturen gehaspelt· Danach wurdan die

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Bänder bis auf eine Enddicke von O, oma kaltgewalzt, zwei Minuten bei 85O⁰C rekristallisierend geglüht und drei Kinuten bei 37O⁰C überaltert. Nach einem einötündigen Aushärtenbei 10O⁰C wurden Proben der einzelnen Bänder untersucht, wobei sich die Daten der Tabelle II ergaben. Bei den üblichen Vergleichsstählen 1 ois 4 zeigt sich zwar aie Abhängigkeit des r-Vertes von der Haspeltempratur, aber erst die nach dea erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stähle 5 bis 9 zeigen eine durchgreifende Erhöhung des r-Vertes mit steigender Haspelteoperatur. Des weiteren zeichnen sie sich durch den Wegfall einer ausgeprägten Streckgrenze au*. Schließlich zeigt sich an den Stählen 8 und 9 die nach dem erfinduagsgemäßen Verfahren erreichten hervorragenden Verformbarkeiten bzw. Tiefziehbarkeiten.

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Claims (1)

1. NIPPON STEEL CORPORATION

   No.6-3, 2-chome, Cte-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

   Patentansprüche ;

   1. Verfahren zum Herstellen von kaltverformtem Tiefziehblech aus beruhigtem Stahl,bei dem Blöcke warmgewalzt, das Band warmgehaspelt, kaltgewalzt und geglüht wird, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stfhl mit höchstens 0,08# Kohlenstoff, höchstens O_f5O# Hangan, höchstens 0,020$ Schwefel mit einem Verhältnis von Mangan zu Schwefel von 7 bis 30 und einem Aluminiumgehalt oder Aluminiumäquivalent anderer Oxyd- und/oder Nitridbildner von

   Al) - 54/48 X% 0) = 2(# N),

   Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen mit in die umrandeten Felder des Diagramms der Fig_# 1 fallenden Gehalten an Kohlenstoff, Mangan und Schwefel in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt entsprechend den Feldern I und II des Diagramms der Fig. 3 warmgehaspelt wird.

   2· Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet d ν r c h eine Haspeltemperatur von mindestens 650 C.

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   TuTcV ^kennzeichne

   eine Haspeitemperatur von mindestens 7J55^CC

   4. Verfahre, nach Ansp,_Jct , _{0(ler 2> dadurch g#}.

   überalterter*? * " * ' ** *" ^ ^{bei 35}° ^{biS 65C}°^C

   uch ,, _{dadurch g e k e n n} ^{aaÖ der Stahl bel} *°° ^{bis 55O}°^{C über}-

   5. Verfahren nach

   altert^Ld ^{S t} ' ^{aaÖ der Stahl bel} *°° ^{biS 55O}°^{C übel}"

   6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5,

   IZZVt* ^Seke*»zeichnet, ** ^r Stahl der Bedingung

   Mn) - 1,7 (J_{6 s) s}
   genügt.

   7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekenn zeichnet, daß der Stahl der Bedingung

   • Mn) - 1,7 (j6 s) = 0,17 genügt.

   8. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprücheibis 7, dadurch gekennzeichnet, <?i3er 40 Sekunden bis 5 Minuten bei 800 bis 880⁰C durchlauf geglüht wird. ^&~

   09 828/G309