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EP0400031B1 - Kaltgewalztes blech oder band und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Kaltgewalztes blech oder band und verfahren zu seiner herstellung Download PDF

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Publication number
EP0400031B1
EP0400031B1 EP89901844A EP89901844A EP0400031B1 EP 0400031 B1 EP0400031 B1 EP 0400031B1 EP 89901844 A EP89901844 A EP 89901844A EP 89901844 A EP89901844 A EP 89901844A EP 0400031 B1 EP0400031 B1 EP 0400031B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
titanium
epsilon
strip
cold
approx
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
EP89901844A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0400031B2 (de
EP0400031A1 (de
Inventor
Klaus Freier
Walter Zimnik
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter AG
Original Assignee
Preussag Stahl AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=25864488&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP0400031(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Preussag Stahl AG filed Critical Preussag Stahl AG
Priority to AT89901844T priority Critical patent/ATE97169T1/de
Publication of EP0400031A1 publication Critical patent/EP0400031A1/de
Publication of EP0400031B1 publication Critical patent/EP0400031B1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0400031B2 publication Critical patent/EP0400031B2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a Sheets or strips as well as a sheet suitable for deep drawing or tape according to the preambles of claims 1 and 5.
  • the value for the plane anisotropy is calculated from the Anisotropy r for different expansion behavior of the Material in the rolling direction as well as under 45 degrees and 90 degrees. Different are for different deep-drawing properties r values adjustable.
  • Tip-free material only by normalizing the cold-rolled Band in a continuous annealing at about 1000 degrees Celsius reach, the sheet in the final state a grain size ASTM 8 with a relative tip height of approx. 0.3 to 0.4% and delta r reach approx. ⁇ 0.1.
  • DE-OS 32 34 574 is a generic for deep drawing suitable cold-rolled steel sheet or steel strip is known.
  • the Titanium content should, depending on the carbon content, Oxygen, sulfur and nitrogen, to values up to 0.15% can, the reel temperature over 700 degrees Celsius or at least 580 degrees Celsius with subsequent Hot strip heating to over 700 degrees Celsius.
  • US Pat. No. 4,125,416 discloses, inter alia, a process in which hot-rolled slabs at temperatures above 830 ° C. made of alloy steel, which 0.06-0.20% C, 0.5-2.0% Mn, 0.30- May contain 0.50% Si as well as Nb and Ti in quantities of 0.01-0.10%, heated to temperatures above 980 ° C, then rolled into hot strip and coiled at 450-650 ° C. C contents of 0.10-0.11%, a Ti content of 0.1% and an Nb content of 0.04% are specified for the production of high-strength cold strip from this hot strip. With a degree of deformation of 67%, a high-strength cold strip with a yield strength greater than 48.1 kg / mm2 is produced, which is then recrystallized in the coil or in a continuous annealing.
  • hot strip is a good quasi-isotropic Formability has, but not sufficient Surface quality and too large tolerances and also not is produced in thicknesses below 1.2 mm.
  • the invention is therefore based on the object Corner-free or at least low-corner deep-drawn sheet from steel strip and a corresponding manufacturing process to propose in the case of continuous annealing at temperatures dispensed above A1, but still produced inexpensively can be.
  • a particular advantage of the hot strip produced in this way is in that in principle no restriction with regard to the subsequent cold rolling, provided the degree of cold rolling is at least about 5%, i.e. above the known critical weak cold deformation that remains at Recrystallization annealing leads to coarse grain. So far you were in the production of approximately strip-free cold strip to certain Cold rolling grades bound, unless normal annealing should be carried out.
  • niobium does not hinder early education of titanium nitride, so that even in this invention Steel alloy a pan-cake structure during the recrystallizing glow cannot arise.
  • a serious technical and economic importance of the Invention lies in the use of sheet metal for rotationally symmetrical deep-drawn parts such as needle bearing cages, Pulley halves, etc.
  • the sheet according to the invention can in these cases without substantial rework such as cutting off the Tip are used.
  • the point poorness prevents Thermoforming also creates sectoral wall weaknesses, so that the drawn parts are unbalanced when rotating.
  • Other advantages of low-corner or corner-free cold strip are known, so that a further description is unnecessary.
  • Some embodiments are the result of Clarify the inventive method.
  • Figure 1 shows three different wells, which are to define the terms used in the following, pointed (Fig. 1a), low-pointed (Fig. 1b) and free (Fig. 1c), since the measurement of the height of the corners with the conventional corner measuring devices, in particular of corner-poor and Tip-free wells with small height differences are problematic even with the smallest deep-drawing burrs on the edge of the well.
  • This definition was adopted for Figure 10 to represent the lobes of wells from the different melts.
  • the finding was confirmed that the steel E coiled at 710 degrees Celsius is free of flakes only at cold rolling degrees of less than approx. 25% and in the range of 30 - 50% cold rolling degrees can at best be described as flake-free.
  • the photos in Figures 8 and 9 demonstrate this impressively.
  • the cells showed a different deep-drawing result depending on the titanium content at different degrees of cold rolling:
  • Table 2 shows the invention achieved grain size in ASTM units; the achievable Grain refinement compared to steels without titanium addition after The state of the art is considerable and extends to ASTM 11.
  • the coarsest grain was obtained with a small addition of Ti and a low degree of cold rolling (ASTM 7).
  • ASTM 9-10 the hot strip values for the grain size (ASTM 9-10) were included in FIG. 12 for steels AD.
  • Figures 2a, 2b, 2c show corresponding results Cups made of 180 mm rounds with 100 mm stamps at 50 kN Retention force were deep drawn.
  • Table 1 also lists the melt analyzes of the steel G with 0.01% titanium, H with 0.02% titanium and I with 0.03% titanium with 0.05% and 0.06% addition of niobium in the process , a comparative steel K with 0.05% niobium addition, but without titanium content was listed.
  • Slabs 220 mm thick were cast in the strand from the melts G - I according to the invention and the comparative melt K. After heating in the pusher furnace to 1250 degrees Celsius, the slab was rolled out into 4 mm thick hot strip and coiled and cooled to room temperature. The final roll temperature was 880 degrees Celsius and the reel temperature was 510 degrees Celsius. After pickling, the strips were reduced by cold rolling in various stages from 10 to 80% to sheet thickness and reeled.
  • the tightly wound coil was heated to 700 degrees Celsius in the Ludwig annealing furnace and recrystallized annealing at throughput rates of 1.1 tons or 1.8 tons per hour, then cooled to 120 degrees Celsius in the annealing furnace. After tempering with a degree of deformation of 1.1%, the strip was made into sheet metal. Sheet blanks 90 mm in diameter were deep-drawn into cups using drawing dies of 50 mm in diameter (FIGS. 13-16).
  • the melts L and M according to the invention listed in Table 1 with phosphorus contents at the upper analysis limit were treated like steels A - F.
  • the reel temperature was 510 and 500 degrees Celsius, respectively.
  • the consistency of the results was checked over the entire strip length in order to confirm the effectiveness of the annealing.
  • the wells from the deep-drawing test are shown in FIGS. 17 and 18, respectively. They show that tip-free material was produced both at the beginning of the tape (position O) and after every further quarter of the tape length to the end of the tape (position 1).

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Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bleches oder Bandes sowie ein zum Tiefziehen geeignetes Blech oder Band gemaß den Oberbegriffen der Ansprüche 1 und 5.
Zum Tiefziehen von rotationssymmetrischen Stahlteilen wird möglichst texturfreies kaltgewalztes Band oder Blech eingesetzt, damit ein quasiisotropes Umformen möglich und das gezogene Teil zipfelfrei ist. Damit ist gemeint, daß ein z. B. zylindrisch tiefgezogenes Teil keinen welligen Rand aufweist.
Eine vollkommene Zipfelfreiheit ist nur von isotropem Material ohne Seigerungen, ohne nichtmetallische Einschlüsse, ohne perlschnurartige Zementitausscheidungen und bei pan-cake-freiem Gefüge zu erwarten. Daher wird in der folgenden Beschreibung nur der Begriff "zipfelarmes" auch für nach dem Stand der Technik "zipfelfreies" Band verwendet.
In "Blech, Rohre, Profile" 9/1977, S. 341 - 346 wird detailliert die Ursache für die Zipfelbildung beschrieben und ein Maß für die relative Zipfelhöhe Z sowie die ebene Anisotropie Delta r definiert. Ideal wären jeweils Ergebnisse mit dem Wert Null (zipfelfreies Material).
Der Wert für die ebene Anisotropie errechnet sich aus der Anisotropie r für unterschiedliches Ausdehnungsverhalten des Materials in Walzrichtung sowie unter 45 Grad und 90 Grad dazu. Für unterschiedliche Tiefzieheigenschaften sind verschiedene r-Werte einstellbar.
Für die in der Veröffentlichung erwähnten Stähle läßt sich zipfelfreies Material nur durch Normalglühen des kaltgewalzten Bandes in einer Durchlaufglühe bei etwa 1000 Grad Celsius erreichen, wobei das Blech im Endzustand eine Korngröße ASTM 8 bei einer relativen Zipfelhöhe von ca. 0,3 bis 0,4 % und Delta r ca. ± 0,1 erreichen.
Für nicht normalisierend geglühtes Band sei nur ein zipfelarmer Zustand durch Kompromisse in der Verfahrensführung bei der Blechherstellung zu erreichen. Dabei sollen die Walzendtemperaturen ca. 750 Grad Celsius und die Kaltwalzgrade entweder unter 25 % oder über 80 % liegen und mit als für die Zipfeligkeit ungünstig bezeichneten Rekristallisationstemperaturen von über 600 Grad Celsius gearbeitet werden.
Beschrieben wird weiterhin, daß ein Normalisieren nicht im Bund, sondern nur in einer Durchlaufglühe erfolgen kann, weil bei den hohen Temperaturen die Bänder zusammenkleben würden.
Aus der DE-OS 32 34 574 ist ein gattungsgemäßes zum Tiefziehen geeignetes kaltgewalztes Stahlblech oder Stahlband bekannt. Der Titangehalt soll, in Abhängigkeit der Gehalte an Kohlenstoff, Sauerstoff, Schwefel und Stickstoff, auf Werte bis 0,15 % steigen können, die Haspeltemperatur über 700 Grad Celsius oder mindestens jedoch 580 Grad Celsius mit anschließender Warmband-Erwärmung auf über 700 Grad Celsius betragen. Weiterhin wird ein Kaltwalzgrad von 70 - 85 % sowie ein Durchlaufglühen bei 700 - 900 Grad Celsius mit maximal zwei Minuten Haltezeit empfohlen. Hinweise zur Zipfelbildung des Materials werden nicht gegeben.
Die US-PS 4 125 416 offenbart u.a. ein Verfahren bei dem warmeingesetzte Brammen mit Temperaturen oberhalb 830°C aus legiertem Stahl, der 0,06-0,20 % C, 0,5-2,0 % Mn, 0,30-0,50 % Si sowie Nb und Ti in Mengen von 0,01-0,10% enthalten kann, auf Temperaturen oberhalb 980°C erwärmt, dann zu Warmband gewalzt und bei 450-650°C gehaspelt wird.
Für die Erzeugung hochfesten Kaltbandes aus diesem Warmband sind C-Gehalte von 0,10-0,11 %, ein Ti-Gehalt von 0,1 % und ein Nb-Gehalt von 0,04 % angegeben. Bei 67 % Umformgrad wird ein hochfestes Kaltband mit einer Streckgrenze größer als 48,1 kg/mm² erzeugt, daß anschließend im Bund oder in einer Durchlaufglühe rekristallisierend geglüht wird.
Aus der EP-A1-101 740 wird für einen gattungsgemäßen kaltgewalzten Stahl eine Brammenerwärmungstemperatur kleiner als 1100 Grad Celsius, eine Walzendtemperatur von unter Ar₃, Haspeltemperaturen von 320 - 600 Grad Celsius und Kaltwalzgrade von 50 - 95 % sowie rekristallisierendes Durchlaufglühen empfohlen. Dabei soll ein Stahl mit maximal 0,005 % Kohlenstoff, maximal 0,004 % Stickstoff und maximal 0,02 % Niob in Kombination mit einem oder mehreren der Elemente Aluminium, Chrom, Bor oder Wolfram Verwendung finden. Erzielt werden hohe mittlere r-Werte oberhalb 1,2. Hinweise auf die Zipfligkeit des Materials nach dem Tiefziehen sind nicht offenbart.
Ein weiteres Verfahren zur Herstellung tiefziehgeeigneter Stähle mit Brammenglühtemperatur kleiner 1100 Grad Celsius, Endwalztemperatur max. 780 Grad Celsius und Haspeltemperaturen von mindestens 450 Grad Celsius sowie Kaltbandglühen im Hauben- oder Durchlaufglühofen sind in der EP-B1-120 976 offenbart. Das Verfahren soll r-Werte um 2 erzielen; Werte für die Zipfelbildung sind nicht offenbart.
Es ist allgemein bekannt, daß Warmband eine gute quasiisotrope Umformbarkeit besitzt, jedoch eine nicht ausreichende Oberflächengüte und zu große Toleranzen aufweist und zudem nicht in Dicken unter 1,2 mm hergestellt wird.
Von daher liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein zipfelfreies oder zumindest zipfelarmes tiefziehgeeignetes Blech aus Stahlband und ein entsprechendes Herstellverfahren vorzuschlagen, bei dem auf das Durchlaufglühen bei Temperaturen oberhalb A₁ verzichtet, aber trotzdem kostengünstig produziert werden kann.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß durch die Ansprüche 1, 3 und 5 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen erfaßt.
Überraschenderweise hat sich gezeigt, daß bei Anwendung der erfindungsgemäßen Brammen-, Glüh-, Walz- und Haspeltemperaturen für den genannten Stahl ein rekristallisierendes Glühen eines Bundes im Haubenofen ausreicht, um dem Stahlband oder dem konfektionierten Stahlblech hervorragende Tiefzieheigenschaften, insbesondere eine extreme Zipfelarmut, zu geben.
Die üblicherweise beim Stand der Technik für den Stahl St 4 NZ oder RSt 14 durch Normalglühen erreichten Werte der Korngröße von bestenfalls ASTM 8 entsprechend 490 µm² können durch das erfindungsgemäße Verfahren durch rekristallisierendes Glühen unterschritten werden, wobei zusätzlich niedrige Streckgrenzenwerte beibehalten werden können durch Wahl entsprechender Kaltwalzgrade in Abhängigkeit vom Titangehalt. Dies ergibt den Vorteil, daß auf hohe Investitionen für eine Durchlaufglühe für eine Normalglühbehandlung verzichtet werden kann.
Durch Variation der Zulegierung von Titan in den angegebenen Grenzen läßt sich praktisch jeder gewünschte Kaltwalzgrad für die Erzeugung zipfelfreien Materials einstellen und/oder genauso ebenfalls eine Streckgrenze zwischen 175 und 450 N/mm² bei Zugfestigkeiten von 310 bis 520 N/mm².
Eine der Ursachen für die günstigen Eigenschaften des erzeugten Bleches ist in der frühzeitigen Bildung von Titannitrid zu sehen, so daß ein pan-cake-Gefüge während des rekristallisierenden Glühens durch die Aluminium-Nitrid-Ausscheidungen nicht entstehen kann.
Durch die Wahl niedriger Haspeltemperaturen um 520 Grad Celsius wurden überraschend Warmbandqualitäten erzielt, die nach dem Kaltwalzen ein zipfelfreies Material gewährleisteten und eine zusätzliche Kornverfeinerung ermöglichten.
Ein besonderer Vorteil des so hergestellten Warmbandes liegt darin, daß im Grundsatz keinerlei Restriktion hinsichtlich des anschließenden Kaltwalzens besteht, sofern der Kaltwalzgrad mindestens ca. 5 % beträgt, d.h. oberhalb der bekannten kritischen schwachen Kaltverformung bleibt, die beim Rekristallisationsglühen zu grobem Korn führt. Bisher war man bei der Erzeugung annähernd zipfelfreien Kaltbandes an bestimmte Kaltwalzgrade gebunden, sofern nicht normalgeglüht werden sollte.
Es wurde überraschend gefunden, daß zwar ein gewisser Titangehalt in der Stahllegierung unerlässlich ist, um das erfindungsgemäße Verfahren durchführen zu können und erfindungsgemäße Materialeingenschaften zu erzielen, aber diese Verfahrensparameter zumindest hinsichtlich des Kaltwalzgrades dann anzupassen sind, wenn der Stahllegierung das festigkeitssteigernde Element Niob hinzugefügt wird.
Die Variation der Kaltwalzgrade in Abhängigkeit von der Menge des zulegierten Titans ist bei gleichzeitiger Zulegierung von Niob in den angegebenen Grenzen auf Kaltwalzgrade von 45 bis 85 % beschränkt.
Die Zulegierung von Niob behindert nicht die frühzeitige Bildung von Titannitrid, so daß auch bei dieser erfindungsgemäßen Stahllegierung ein pan-cake-Gefüge während des rekristallisierenden Glühens nicht entstehen kann.
Eine gravierende technische und wirtschaftliche Bedeutung der Erfindung liegt in der Verwendung des Feinbleches für rotationssymmetrisch tiefgezogene Teile wie Nadellagerkäfige, Riemenscheibenhälften usw. Das erfindungsgemäße Blech kann in diesen Fällen ohne wesentliche Nacharbeit wie Abschneiden der Zipfel eingesetzt werden. Die Zipfelarmut verhindert beim Tiefziehen auch das Entstehen sektoraler Wandschwächungen, so daß die gezogenen Teile bei Rotation keine Unwucht aufweisen. Weitere Vorteile zipfelarmen oder zipfelfreien Kaltbandes sind bekannt, so daß sich eine weitere Beschreibung erübrigt.
Einige Ausführungsbeispiele sollen das Ergebnis des erfindungsgemäßen Verfahrens verdeutlichen.
Aus den erfindungsgemäßen Schmelzen A - D sowie den Vergleichsschmelzen E - F (Tabelle 1) werden Brammen von 210 mm Dicke im Strang vergossen. Nach Erwärmung im Stoßofen auf 1250 Grad Celsius wurde die Bramme zu Warmband von 3 mm Dicke ausgewalzt, gehaspelt und auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Walzendtemperaturen und Haspeltemperaturen zeigt Tabelle 2. Nach dem Beizen wurden Bänder durch Kaltwalzen in unterschiedlichen Stufen von 10 % bis zu 80 % auf Feinblechdicke reduziert und erneut gehaspelt. Das Bund wurde im Haubenglühofen der Bauart Fa. Ludwig auf 700 Grad Celsius erwärmt, mit einem Durchsatz von 1,1 t/h bis 1,9 t/h rekristallisierend geglüht und anschließend im Ofen auf 120 Grad Celsius abgekühlt. Nach dem Dressieren mit Umformgraden von 1 - 1,2 % wurde das Band zu Blechtafeln konfektioniert.
Blechronden von 90 bzw. 180 mm Durchmesser wurden mit Ziehstempeln von 50 bzw. 100 mm Durchmesser bei Haltekräften von 50 kN zu Näpfchen tiefgezogen.
Figur 1 zeigt drei verschiedene Näpfchen, die die im folgenden verwendeten Begriffe zipfelig (Fig. 1a), zipfelarm (Fig. 1b) und zipfelfrei (Fig. 1c) definieren sollen, da die Messung der Zipfelhöhe mit den handelsüblichen Zipfelmeßgeräten, insbesondere von zipfelarmen und zipfelfreien Näpfchen mit geringen Höhendifferenzen bereits bei kleinsten Tiefziehgraten auf dem Näpfchenrand problematisch ist.
Diese Definition wurde für Figur 10 zur Darstellung der Zipfeligkeit von Näpfchen aus den verschiedenen Schmelzen übernommen. Bestätigt wurde die Erkenntnis, daß der bei 710 Grad Celsius gehaspelte Stahl E nur bei Kaltwalzgraden kleiner ca. 25 % zipfelfrei ist und im Bereich 30 - 50 % Kaltwalzgrad allenfalls als zipfelarm bezeichnet werden kann. Für den Vergleichsstahl F der gemäß Stand der Technik bei 500 Grad Celsius gehaspelt wurde, wurde Zipfeligkeit bei Kaltwalzgraden größer 30 % festgestellt.
Die Fotos in den Figuren 8 und 9 belegen dies eindrucksvoll.
Bei Verwendung der erfindungsgemäß gewalzten und geglühten Stähle A - D zeigten die Näpfchen in Abhängigkeit vom Titangehalt bei verschiedenen Kaltwalzgraden ein unterschiedliches Tiefziehergebnis:
Stahl A mit 0,01 % Ti:
Die Näpfchen waren bei Kaltwalzgraden von Epsilon = 30 - 50 % absolut zipfelfrei, während Kaltwalzgrade von 20 % bzw. 60 % nur zipfelarmes Näpfchen-Ziehen ermöglichte.
Stahl B mit 0,02 % Ti:
Zipfelfrei bei Epsilon = 10 % sowie 50 - 80 %
Zipfelarm bei Epsilon = 20 %; 40 %
Stähle C1/C2 mit 0,03 % Ti, wobei C1 mit 500 Grad Celsius und C2 mit 450 Grad Celsius gehaspelt wurde:
Zipfelfrei bei Epsilon = 10 - 20 % sowie 60 - 80 %
Zipfelarm bei Epsilon = 30 %; 50 %
Stahl D mit 0,04 % Ti:
Zipfelfrei bei Epsilon = 60 - 70 % bzw. 20 %
Zipfelarm bei Epsilon = 15 %, 25 %; 55 %; 80 %
Aus dem Vergleich der Kurven für die Stähle A - D lassen sich Tendenzen ablesen, die für Zwischenwerte des Legierungselementes Titan beispielsweise 0,025 % Ti - ausgehend von Stahl B - zipfelfreies Näpfchenziehen bei Kaltwalzgraden bis 15 % oder 20 % und bis 85 % erwarten lassen, also eine Kurvenverschiebung nach rechts; bei Werten zwischen 0,01 % und 0,02 % umgekehrt eine Verschiebung der "zipfelfreien" Kaltwalzgrade zu niedrigeren Umformverhältnissen nahelegen.
Die zu den Stählen gemäß Figur 10 und Tabelle 1 bzw. 2 korrespondierenden Fotos der Figuren 3 bis 7 von tiefgezogenen Näpfchen veranschaulichen das Ergebnis deutlich.
Überraschend zeigte sich, daß den "zipfelfreien" Umformgraden jeweils ein bestimmtes Zugfestigkeits- und Streckgrenzenniveau zugeordnet werden konnte (Figur 11) und die größte Zipfeligkeit gleichzeitig bei der niedrigsten Streckgrenze/Zugfestigkeit festzustellen war.
Beispiel: Stahl B
  • a) Zipfelfreiheit beim Kaltwalzgrad 10 % - 15 % ≙
    Streckgrenzenniveau Rp0,2= 400 - 350 N/mm²
    Zugfestigkeitsniveau Rm = 450 - 400 N/mm²
  • b) Zipfeligkeit beim Kaltwalzgrad 30 % ≙
    Rp0,2= 180 N/mm² und Rm = 320 N/mm²
  • c) Zipfelfreiheit beim Kaltwalzgrad 50 - 80 % ≙
    Rp0,2= 250 - 280 N/mm² und Rm = 360 - 370 N/mm²
    • Diese Erkenntnis ermöglicht eine bauteil- oder funktionsangepaßte Wahl der Festigkeit für ein und dasselbe Bauteil durch Änderung der Parameter Titangehalt und Kaltwalzgrad.
    Tabelle 2 zeigt korrespondierend zu Figur 12 die erfindungsgemäß erzielte Korngröße in ASTM-Einheiten; die erzielbare Kornverfeinerung gegenüber Stählen ohne Titanzusatz nach dem Stand der Technik ist erheblich und reicht bis ASTM 11.
    Das gröbste Korn wurde bei geringem Ti-Zusatz und geringem Kaltwalzgrad erzielt (ASTM 7). Vergleichsweise wurden bei den Stählen A - D die Warmband-Werte für die Korngröße (ASTM 9-10) in die Figur 12 aufgenommen.
    Für einen Stahl C (Varianten C3 - C5) wurden Versuche mit variabler Haspeltemperatur Th und Glühdurchsatz Pg durchgeführt (Tabelle 3). Während Schwankungen in der Durchsatzmenge des Haubenglühofens von 1,1 - 1,9 t/h sowohl die Korngröße als auch die ebene Anisotropie Delta r nicht negativ beeinflußten, hatte eine Erhöhung der Haspeltemperaturen auf 710 Grad Celsius bei annähernd gleichen Walzendtemperaturen eine Kornvergröberung und eine Verschlechterung der ebenen Anisotropie zur Folge.
    Die Figuren 2a, 2b, 2c zeigen entsprechende Ergebnisse an Näpfchen aus 180 mm-Ronden, die mit 100 mm-Stempeln bei 50 kN Rückhaltekraft tiefgezogen wurden.
    In Tabelle 1 sind auch die Schmelzanalysen des erfindungsgemäß bei dem Verfahren einzusetzenden Stahles G mit 0,01 % Titan, H mit 0,02 % Titan und I mit 0,03 % Titan bei 0,05 % bzw. 0,06 % Niobzugabe aufgelistet, dazu wurde ein Vergleichsstahl K mit 0,05 % Niobzugabe, aber ohne Titangehalt aufgeführt.
    Aus den erfindungsgemäßen Schmelzen G - I sowie der Vergleichsschmelze K wurden Brammen von 220 mm Dicke im Strang vergossen. Nach Erwärmung im Stoßofen auf 1250 Grad Celsius wurde die Bramme zu Warmband von 4 mm Dicke ausgewalzt und gehaspelt sowie auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Walzendtemperatur betrug 880 Grad Celsius und die Haspeltemperatur 510 Grad Celsius. Nach dem Beizen wurden die Bänder durch Kaltwalzen in unterschiedlichen Stufen von 10 bis 80 % auf Feinblechdicke reduziert und erneut gehaspelt. Nach dem Haspeln wurde das festgewickelte Bund im Haubenglühofen der Bauart Fa. Ludwig auf 700 Grad Celsius erwärmt und bei Durchsatzraten von 1,1 Tonnen bzw. 1,8 Tonnen pro Stunde rekristallisierend geglüht, anschließend im Haubenglühofen auf 120 Grad Celsius abgekühlt. Nach dem Dressieren mit einem Umformgrad von 1,1 % wurde das Band zu Blechtafeln konfektioniert. Blechronden von 90 mm Durchmesser wurden mit Ziehstempeln von 50 mm Durchmesser zu Näpfchen tiefgezogen (Figuren 13 - 16).
    Für den Vergleichsstahl K, der in der Legierung kein Titan enthält, ansonsten zu der gattungsgemäßen Stahlsorte gehört, zeigt Fig. 16 deutlich, daß bei keinem der erprobten Kaltwalzgrade zipfelfreies Tiefziehen möglich war.
    Bei Verwendung der erfindungsgemäß gewalzten und geglühten Stähle G bis I zeigten die Näpfchen in Abhängigkeit vom Titangehalt bei verschiedenen Kaltwalzgraden ein geringfügig unterschiedliches Tiefziehergebnis:
    Stahl G mit 0,01 % Titan (Fig. 13):
    Die Näpfchen waren bei Kaltwalzgraden von Epsilon = 45 bis 85 % in der Kategorie zipfelarm und bei etwa 60 bis 80 % Kaltwalzgraden sogar zipfelfrei.
    Stahl H mit 0,02 % Titan (Fig. 14):
    Zipfelarm im Bereich Epsilon = 55 bis 85 % fast zipfelfrei im Bereich von 60 bis 75 %.
    Stahl I mit 0,03 % Titan (Fig. 15):
    Zipfelarm im Bereich von 60 bis 70 % Kaltwalzgraden.
    Bei den erfindungsgemäß hergestellten Stählen konnten beispielsweise bei einem Titangehalt von 0,01 % am tiefziehfertigen Blech Streckgrenz- und Zugfestigkeitswerte festgestellt werden, die um mehr als 50 N/mm² über den Kennwerten des nur titanlegierten Materials lagen.
    Die in Tabelle 1 aufgeführten erfindungsgemäßen Schmelzen L bzw. M mit Phosphorgehalten an der oberen Analysengrenze wurden behandelt wie die Stähle A - F. Die Haspeltemperatur betrug 510 bzw. 500 Grad Celsius. Bei einem Kaltwalzgrad von 66 % wurde die Konstanz der Ergebnisse über die gesamte Bandlänge geprüft, um die Effektivität des Bundglühens zu bestätigen. Die Näpfchen aus dem Tiefziehversuchen sind in Fig. 17 bzw. 18 dargestellt. Sie zeigen, daß zipfelfreies Material sowohl am Bandanfang (Position O) als auch nach jedem weiteren Viertel des Bandlänge bis zum Bandende (Position 1) erzeugt wurde.
    Stahl Tw °C Th °C K min / max Figur
    A 860 490 10 / 7 3
    B 870 500 11 / 9 4
    C1 870 500 11 / 9 5
    C2 880 450 11 / 9 6
    D 890 430 11 / 9 7
    E 900 710 9 / 4 8
    F 890 500 9 / 6 9
    Stahl Tw °C Th °C Pg t/h K Δr min /max Figur
    C3 880 520 1,1 9 - 10 -0,07/+0,06 2a
    C4 915 540 1,9 9 - 10 -0,04/+0,08 2b
    C5 870 710 1,9 8 - 9 +0,09/+0,17 2c
    In Tabelle 2 und 3 bedeuten
    Tw
    Walzendtemperatur
    Th
    Haspeltemperatur
    K
    Korngröße nach ASTM
    Pg
    Glühdurchsatz
    Δr
    ebene Anisotropie

    Claims (8)

    1. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Bleches oder Bandes mit guter quasi-isotroper Umformbarkeit aus Stahl mit folgender Zusammensetzung in Gewichtsprozenten:
      0,03 - 0,08 % Kohlenstoff
      max. 0,40 % Silizium
      0,10 bis 1,0 % Mangan
      max. 0,08 % Phosphor
      max. 0,02 % Schwefel
      max. 0,009 % Stickstoff
      0,015 bis 0,08 % Aluminium
      0,01 bis 0,04 % Titan
      max. 0,15 % von einem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe Kupfer, Vanadium, Nickel
      Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
      bei dem die Bramme auf oberhalb 1120 Grad Celsius erwärmt und zu Warmband bei einer Walzendtemperatur oberhalb des Ar₃-Punktes ausgewalzt und bei 520 ± 100 Grad Celsius gehaspelt und nach dem Kaltwalzen rekristallisierend im Bund geglüht wird.
    2. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Bleches oder Bandes gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es in Abhängigkeit vom Titangehalt mit nachstehenden Umformgraden (Epsilon) kaltgewalzt wird:
      ca. 0,01 % Titan:
      Epsilon 20 - 60 %,
      vorzugsweise 30 - 50 %
      ca. 0,02 % Titan:
      Epsilon 5 - 20 %,
      vorzugsweise 10 - 15 % oder
      Epsilon 40 - 85 %,
      vorzugsweise 50 - 80 %
      ca. 0,03 % Titan:
      Epsilon 5 - 25 %,
      vorzugsweise 10 - 20 % oder
      Epsilon 50 - 85 %,
      vorzugsweise 60 - 80 %
      ca. 0,04 % Titan:
      Epsilon 15 - 25 %,
      vorzugsweise 20 % oder
      Epsilon 55 - 80 %,
      vorzugsweise 60 - 70 %
      und anschließend bei Temperaturen unterhalb A₁ rekristallisierend geglüht und danach mit einem Umformgrad von ca. 1 % dressiert wird.
    3. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Bleches oder Bandes mit guter quasi-isotroper Umformbarkeit aus Stahl mit folgender Zusammensetzung in Gewichtsprozenten:
      0,03 - 0,08 % Kohlenstoff
      max. 0,40 % Silizium
      0,10 bis 1,0 % Mangan
      max. 0,08 % Phosphor
      max. 0,02 % Schwefel
      max. 0,009 % Stickstoff
      0,015 bis 0,08 % Aluminium
      0,01 bis 0,04 % Titan
      max. 0,15 % von einem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe Kupfer, Vanadium, Nickel
      0,01 bis 0,06 % Niob
      Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
      bei dem die Bramme auf oberhalb 1120 Grad Celsius erwärmt und zu Warmband bei einer Walzendtemperatur oberhalb des Ar₃-Punktes ausgewalzt und bei 520 ± 100 Grad Celsius gehaspelt, dann in Abhängigkeit vom Titangehalt mit nachstehenden Umformgraden (Epsilon) kaltgewalzt wird:
      ca. 0,01 % Titan:
      Epsilon 45 bis 85 %
      ca. 0,02 % Titan:
      Epsilon 55 bis 85 %
      ca. 0,03 % Titan:
      Epsilon 60 bis 70 %
      und anschließend bei Temperaturen unterhalb A₁ rekristallisierend im Bund geglüht und danach mit einem Umformgrad von ca. 1 % dressiert wird.
    4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Kaltwalzen im Festbund geglüht wird.
    5. Zum Tiefziehen geeignetes Blech oder Band aus Stahl in der angegebenen Zusammensetzung und hergestellt nach einem der in den Ansprüchen 1 bis 4 angegebenen Verfahren, gekennzeichnet durch ein rekristallisiertes Gefüge mit einer Ferritkorngröße feiner als ASTM 7 für einen Titangehalt von 0,01 % und feiner als ASTM 9 für Titangehalte von 0,015 bis 0,04 %.
    6. Zum Tiefziehen geeignetes Blech oder Band gemäß Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Titangehalt mindestens dem 3,5-fachen des Stickstoffgehaltes entspricht.
    7. Verwendung eines gemäß einem der Verfahren nach Anspruch 1 bis 4 hergestellten Bleches oder Bandes für das zipfelarme Tiefziehen vorzugsweise von rotationssymmetrischen Teilen.
    8. Verwendung eines Stahles gemäß Anspruch 1 oder 3 für die Herstellung tiefgezogener, vorzugsweise rotationssymmetrischer Teile.
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