DE2438328A1

DE2438328A1 - Verfahren zur waermebehandlung und streckbarkeit von kaltblech

Info

Publication number: DE2438328A1
Application number: DE2438328A
Authority: DE
Inventors: Hisashi Gondo; Hiroaki Masui; Kazuo Namba; Hiroshi Takechi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1973-08-11
Filing date: 1974-08-09
Publication date: 1975-02-27
Also published as: US3951696A; FR2240294B1; FR2240294A1; JPS5039211A; JPS5619380B2; IT1019805B; DE2438328B2

Description

NIPPON STEEL CORPORATION No.6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

"Verfahren zur Wärmebehandlung und Streckbarkeit von KaIt-

blech"

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Wärmebehandlung und Verbesserung der Streckbarkeit von Kaltblech zum Herstellen hochfesten kaltgewalzten Blechs mit einer Zugfestigkeit von 45 bis 90 cb und einer Streckgrenze von 35 bis 75 cb bei gleichzeitig guter Preßverfonabarkeit, insbesondere Streckbarkeit.

Die Automobilindustrie benötigt in zunehmendem Maße Bleche, insbesondere zum Herstellen von Karosserienblechen mit höherer Festigkeit ohne Beeinträchtigung der Preßverformbarkeit bzw. Streckbarkeit. Dies gilt insbesondere für das Herstellen von Seitenteilen, die bei der Formgebung einer starken Streck- und Biegebeanspruchung unterliegen, deren Festigkeit andererseits aber auch eine wichtige Rolle bei der Sicherheit spielen. Die Forderung geht daher nach einem kaltgewalzten Blech mit einer Festigkeit von 45 bis 90 cb, einer Streckgrenze von 35 bis 75 cb sowie einer ausgezeichneten Duktilität, insbesondere Streckbarkeit und ausgezeichneter Tiefziehbarkeit, insbesondere mit hohem r-Wert.

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Bislang war es kaum möglich, Bleche dieser Qualität zu üblichen Preisen herzustellen. Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen kaltgewalzten Blechs vorzuschlagen, das den vorerwähnten Anforderungen ohne erhöhte Herstellungskosten genügt. Die Lösung dieser Aufgabe besteht In einem Verfahren, bei dem ein beruhigt vergossener Stahl mit 0,03 bis 0,30% Kohlenstoff, höchstens 0,796 Silizium, 0,6 bis 2,5% Mangan, 0,01 bis 0,02% Aluminium, höchstens 0,01% Sauerstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen, in üblicher Weise warm- und mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 30% Eisen gewalzt wird. Das kaltgewalzte Blech wird dann mit einer durchschnittlichen Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 3°C/sec. auf eine Temperatur von 650⁰C bis zur A,-Temperatur erwärmt und dort 1 bis 15 Minuten gehalten sowie mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,5 bis 30°C/sec. auf 50O⁰C abgekühlt.

Warum die erfindungsgemäße Wärmebehandlung zu einer merklichen Erhöhung der Zugfestigkeit und Streckgrenze ohne Beeinträchtigung der Duktilität führt, konnte noch nicht völlig geklärt werden. Es ist jedoch anzunehmen, daß es bei dem Glühen zwischen 65O⁰C und A, angesichts der hohen Erwärmungsgeschwindigkeit und kurzen Glühzeit nicht zu einem Kornwachstum kommt, so daß sich die Streckgrenze unter Beibehaltung des feinkörnigen Gefüges erhöht. Das schnelle Erwärmen und die kurze Glühzeit bedingen gleichzeitig, daß bestimmte Elemente wie beispielsweise der Kohlenstoff nur einer unvollständigen Korngrenzenseigerung unterliegen, so daß sie sich vermehrt an den Korngrenzen ausscheiden. Die Folge davon dürfte eine vom Korndurchmesser abhängige Verbesserung der Streckgrenze sein.

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Des weiteren konnte festgestellt werden, daß ein Glühen zwischen der A₁- und der A,-Temperatur zu einer Erhöhung der Zugfestigkeit und Streckgrenze führt. Dies dürfte darauf zurückzuführen sein, daß sich bei hohen Temperaturen ein Zwei-Phasen-Gefüge aus Ferrit und Austeiifc bildet und daß der Austenit bei einem Abkühlen mit verhältnismäßig hoher Abkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens A in einen harten Gefügebestandteil wie Troostit, Sorbit, Bainit und Martensit umwandelt, während der Hochtemperatur-Ferrit auch nach dem Abkühlen eine weiche ferritische Phase bildet. Ein solches komplexes Gefüge aus einer harten und einer weichen Phase dürfte die Zugfestigkeit merklich erhöhen und gleichzeitig eine ausgezeichnete Duktilität, insbesondere Streckbark^it gewährleisten·

Obgleich der Kohlenstoff und das Mangan die wesentlichen Begleitelemente sind, kommt den anderen Begleitelementen, insbesondere dem Silizium und dem Phosphor im Hinblick auf deren Korngrenzenseigerung eine wichtige Rolle bei der Verbesserung der Streckgrenze zu, da sich die Streckgrenze mit zunehmender Ausscheidung bestimmter Elemente ftn den Korngrenzen beim Schnell erwärmen und Kurzglühen im Temperaturbereich von 650⁰C bis zur A₁-Temperatur erhöht. Andererseits tragen das Silizium und der Phosphor bei einem Glühen zwischen der A_-.- und der A^-Temperatur zur Bildung einer Gamma-Schleife bei hohen Temperaturen bei und bewirken eine Diffusion des Kohlenstoffs aus dem Ferrit in den Austenit, so daß die Kohlenstoffkonzentration des Austenits bei hohen Temperaturen ansteigt und demzufolge die Härte der sich beim Abkühlen bildenden harten Phase ansteigt, was eine höhere Festigkeit zur Folge hat.

Die Begrenzung der Glühtemperatur auf höchstens A^ führt dazu,

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daß die Karbide eine feindisperse Zementit-Phase bilden. Diese Zementit-Phase entsteht, wenn beispielsweise der beim Kaltwalzen zerstörte und während des Glühens gelöste Perlit des warmgewalzten Blechs abgekühlt wird. Demgegenüber entsteht bei einem Glühen zwischen der A^- und der A-z-Temperatur durch Ausscheiden eines sehr feinen Zementits im ferritischen Grundgefüge ein hartes Gefüge aus Troostit und Sorbit oder Bainit und Martensit. Dabei können die harte und die weiche Phase ein leicht laminares Gefüge bilden, wenngleich auch in diesem Falle das Gefüge im Hinblick auf eine hohe Festigkeit beispielsweise keinen typischen Perlit enthalten darf, bei dem die Gefügebestandteile Ferrit und Zementit deutlich abwechseln. In der Zeichnung sind die Gefüge zweier nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelter Bleche dargestellt; so gibt

Flg. 1 die Aufnahme eines komplexen Gefüges aus karbidfreiem Ferrit und diesen Ferrit umgebendem Ferrit mit sichtbaren Karbiden wieder, während

Fig, 2 ein komplexes Gefüge aus Ferrit und Troostit zeigt.

Hinsichtlich der harten Phase ergibt sich, daß ein Gefüge aus Ferrit und beispielsweise Troostit und Sorbit mit einer feinen Karbid-Phase bezüglich der Festigkeit weniger auf die Abkühlungsgeschwindigkeit anspricht als ein Gefüge aus Martensit und Bainit.

Eine weitere Verfeinerung des Troostits oder des Sorbits als harte Phase ergibt sich, wenn das Glühen zwischen der A^-Temperatur und 790⁰C stattfindet. Dabei entsteht ein komplexes Gefüge, dessen harte Phase aus sichtbar feindispersem Karbid

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gleichmäßig den weichen Ferrit umgibt, wie Fig. 1 zeigt. Dies ist ein deutliches Anzeichen dafür, daß sich über die Blechebene und die Bleohdicke eine sehr geringe Anisotropie der mechanischen Eigenschaften ergibt.

Um ein ausgewogenes Verhältnis von hoher Festigkeit und hoher Duktilität zu gewährleisten, sollte der Anteil der harten Phase im Gefüge etwa 50% nicht übersteigen und vorzugsweise höchstens 30% betragen«

Neben den bereits erwähnten Begleitelementen kann der Stahl im Falle eines Glühens zwischen der A,.- und A^-Teinperatur auch noch Bor enthalten, das ein Ausscheiden des Ferrits aus dem Austenit unterdrückt und zur Erhöhung der Härte der hArten Phase führt.

Kaltgewalztes Feinblech besitzt zwar im allgemeinen gute Biegeeigenschaften; gleichwohl ist es vorteilhaft, bei einem Stahl zum Herstellen kleiner Teile, die mit geringerem Biegeradius verformt werden, wie beispielsweise Seitenteile, die Größe der Sulfideinschlüsse zu verringern. Aus diesem Grunde enthält der Stahl vorteilhafterweise Zirkonium, Kalzium, Magnesium und Seltene Erdmetalle sowie zur Erhöhung der Streckgrenze und Festigkeit unter Beibehaltung einer hohen Duktilität auch Chrom, Nickel und Kupfer. Da der Kohlenstoff zu einer Erhöhung der Festigkeit führt, muß der Stahl mindestens 0,03% Kohlenstoff, im Hinblick auf ein Glühen zwischen der A^- und der A^-Temperatur mindestens 0,06% Kohlenstoff enthalten, um die erforderliche harte Phase bilden zu können. Damit der Anteil dieser Phase im Gefüge 10% übersteigt und sich ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Duktilität ergibt, sollte der Kohlenstoffgehalt mindestens 0,1% betragen. Vorzugsweise beträgt der Gehalt des

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neben dem Hangan als Hauptbestandteil fungierenden Kohlenstoffs Jedoch mindestens 0,1596, um bei einer günstigen Abkühlungsgeschwindigkeit durch Erhöhung der Härte der harten Phase eine ausreichende Festigkeit zu gewährleisten. Andererseits wird der Anteil der harten Phase bei Kohlenstoff gehalten über 0,3096 zu groß und die Duktilität beeinträchtigt. Darüber hinaus besteht bei Kohlenstoff gehalten über 0,2596 die Gefahr, daß sich beim Warmwalzen zu viel Perlit bildet und infolge örtlicher Seigerung des Kohlenstoffs das ausgewogene Verhältnis von Festigkeit und Duktilität gestört wird.

Der Stahl muß mindestens 0,696 Mangan enthalten, um eine hohe Festigkeit zu gewährleisten; er sollte mindestens 1,096 Hangan enthalten, um auf dem Wege über eine Erhöhung des Austentitanteils bei hohen Temperaturen ein günstiges Gefüge einzustellen. Andererseits erhöhen Mangangehalte über 2,596 die Härte auf Kosten der Duktilität. Zu hohe Mangangehalte bringen die Gefahr einer Seigerungsschicht aus Mangan und eines Streifengefüges mit sich. Vorzugsweise beträgt der Mangangehalt höchstens 1,896, wenngleich der Mangangehalt im Hinblick auf ein Mischgefüge aus Ferrit, Troostit und Sorbit und feinem Karbid höchstens 1,696 Mangan betragen sollte.

Das Silizium trägt zur Erhöhung der Festigkeit bei, braucht dem Stahl jedoch nicht zugesetzt zu werden; es fördert ebenfalls die Bildung einer Gamma-Schleife. Beim Glühen zwischen der A₁- und der A^-Temperatur muß der Stahl mindestens 0,196 Silizium enthalten, um eine kohlenstofffreie Ferrit-Phase zu bilden bzw. den Ferrit aus dem Kohlenstoff herauszudrängen. Andererseits bringen Siliziumgehalte über 0,796 die Gefahr einer Verzunderung mit sich, so dad sich auf dem kalt-

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gewalzten Stahlblech Zunderfiguren bilden können und nicht nur die Lackhaftung beeinträchtigt wird, sondern auch die Gefahr einer Beschädigung der Ofenrollen durch Anhaften des Siliziums besteht, so daß ein kontinuierliches Glühen nicht möglich ist.

Ein ausreichend fester Stahl ergibt sich auch ohne einen Zusatz von Phosphor, der eine ähnliche Wirkung besitzt wie das Silizium und beim Glühen zwischen der A^- Temperatur und 79O⁰C zusammen mit dem Silizium das Gefüge in der nachfolgend beschriebenen Weise beeinflußt.

Wie bereits erwähnt, bildet sich beim Glühen zwischen der A₁-Temperatur und 790°C ein komplexes Gefüge, bei dem eine harte Phase mit sichtbaren feinen Karbiden in einem ferritischen Grundgefüge gleichmäßig die weichen und keinen sichtbaren Karbid enthaltenden Ferritkörner umgrenzt. Enthält der Stahl Phosphor und Silizium, dann läßt sich dieses Gefüge leichter einstellen. Phosphor und Silizium bilden nämlich beide eine Gamma-Schleife und fördern die Bildung einer karbidfreien Ferritphase, da sie den Kohlenstoff aus dem Ferrit verdrängen. Insbesondere dann, wenn der Gesamtgehalt an Phosphor und Silizium mindestens 0,05% beträgt und das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff mindestens 0,5 und/ oder das Verhältnis von Silizium zu Kohlenstoff mindestens beträgt, ergibt sich nach dem Glühen weitestgehend das vorerwähnte Gefüge. Der Beziehung zwischen den Gehalten an Phosphor und Silizium einerseits und dem Kohlenstoffgehalt andererseits kommt aus den folgenden Gründen eine besondere Bedeutung zu.

Ist der Gesamtgehalt an den den Kohlenstoff aus der Ferrit-Phase verdrängenden Elementen Phosphor und Silizium im Ver-

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gleich zum Kohlenstoffgehalt zu gering, dann ist die Kohlenstoff Verdrängung nur schwach und läßt sich das erwähnte Gefüge nur unter Schwierigkeiten erreichen.

Aus Gründen der Desoxydation enthält der Stahl Aluminium; er muß mindestens 0,0196, im Hinblick auf sein Alterungsverhalten aber mindestens 0,02$ Aluminium enthalten. Andererseits führen aber zu hohe Aluminiumgehalte zu Tonerdeausscheidungen, die die Oberflächenbeschaffenheit beeinträchtigen. Der Aluminiumgehalt darf daher 0,20$ nicht Übersteigen. Vorzugsweise beträgt der Aluminiumgehalt höchstens 0,1$, um eine Warmversprödung des Stahls durch Aluminiumnitrid mit Sicherheit zu vermeiden.

Der Stahl sollte im Hinblick auf seine Kerbschlagzähigkeit höchstens 0,015$ Sauerstoff enthalten. Um jedoch eine gute Oberflächenbeschaffenheit zu gewährleisten, sollte der Sauerstoffgehalt höchstens 0,010% betragen.

Zur Verbesserung der Biegeeigenschaften sollte der Stahl höchstens 0,012$ Schwefel enthalten, wenngleich der Höchstgehalt an Schwefel im Hinblick auf die Preßverformbarkeit höchstens 0,01$ betragen sollte.

Obgleich den Stahl zur Erreichung einer hohen Festigkeit kein Bor zugesetzt zu werden braucht, unterdrückt das sich an den Korngrenzen des Austenits ausscheidende Bor eine Ferritbildung und fördert das Entstehen einer hatten Phase nicht nur aus Martensit, sondern auch aus Bainit, Troostit und Sorbit, bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von nur 0,5 bis 30⁰C see. Zu diesem Zwecke enthält der Stahl mindestens 0,0005$ Bor. Um die Bildung von Korngrenzen-Ferrit bei einer beson-

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ders geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit von höchstens 10 C/sec. an den Korngrenzen des Austenits zu verhindern und gleichzeitig die Festigkeit zu erhöhen, sollte der Stahl mindestens 0,000896 Bor enthalten«, Übersteigt der Borgehalt dagegen 0,01%, so besteht die G-efahr einer Wannrißbildung, weswegen der Stahl höchstens 0,006% Bor enthält.

Außer den erwähnten Elementen kann der Stahl als Härter noch Chrom, Nickel und Kupfer einzelneoder nebeneinander enthalten, die sämtlich die Streckgrenze ohne wesentliche Beeinträchtigung der Duktilität erhöhen, wenn ihr Gehalt 0,03 bis 1,0% beträgt. Vorteilhafterweise enthält der Stahl auch noch zur Verbesserung der Biegeeigenschaften mindestens 0,01% Zirkonium, Kalzium, Magnesium und Seltene Erdmetalle als SuIfidbildner; höhere Gehalte als 0,1% beeinträchtigen jedoch die Duktilität.

Dem Verformungsgrad kommt eine wesentliche Bedeutung zu; er muß mindestens 30% betragen, um beim Kurzglühen eine ausreichende Rekristallisation zu erreichen; er bewirkt gleichzeitig eine feindisperse Verteilung der Karbide, da der Bainit beim Warmwalzen den Kohlenstoff löst, weswegen der Verformungsgrad beim Kaltwalzen vorzugsweise mindestens 50% beträgt«, Andererseits ergibt sich bei einem zweimaligen Kaltwalzen und Glühen mit einem Verformungsgrad von mindestens 40% eine ausreichende Ziehbarkeit.

Der Erwärmungsgeschwindigkeit beim Glühen kommt insofern eine entscheidende Bedeutung zu, als sich das gewünschte komplexe Gefüge nur dann ergibt, wenn die Lösung des Kohlenstoffs im Austenit gefördert wird, ohne daß sich ein Gefüge ergibt, bei dem sich der Ferrit und der Austenit streifenförmig als dis-

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krete Phasen bei hohen Temperaturen auch oberhalb der A₁-Temperatur bilden. Aus diesem Grunde beträgt die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit mindestens 3°C/sec. Andererseits läßt sich ein für die Ziehbarkeit günstiges RekristallisationsgefUge nur dann erreichen, wenn die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit 30⁰C/see. nicht übersteigt.

Der Stahl wird nach dem Kaltwalzen kontinuierlich rekristallisierend geglüht und besitzt eine ausreichende Duktilität, wenn die Glühtemperatur mindestens 65O⁰C beträgt· Um jedoch auf Basis eines komplexen Gefüges aus einer weichen Ferrit-Phase und einer harten Phase aus Troostit usw. eine hohe Festigkeit zu erreichen, sollte die Glühtemperatur vorzugsweise oberhalb der A--Temperatur liegen· übersteigt die Glühtemperatur dagegen die A^-Temperatur, dann ergibt sich ein völlig austenitlsches Gefüge und läßt sich das vorerwähnte, ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Duktilität gewährleistende komplexe Gefüge nicht einstellen. Um dieses komplexe Gefüge aus von einer harten, sichtbare feine Karbide In feindisperser Verteilung enthaltenden Phase umgebenem weichem Ferrit einzustellen, sollte die Glühtemperatur zwischen der A₁-Temperatur und 790°C liegen·

Die Glühzeit beträgt mindestens 1 Minute, um eine ausreichende Rekristallisation zu erreichen. Andererseits führen zu lange Glühzeiten zu einer Vergröberung des Ferrit- und des Austenltkorns und beeinträchtigen das Gefüge, weswegen die Glühzeit auf höchstens 15 Minuten begrenzt ist.

Der Stahl braucht beim Glühen nicht ständig auf der maximalen Glühtemperatur gehalten zu werden; vielmehr kann sich beim Glühen auch ohne weiteres ein Temperaturgradient erge-

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ben und kann das Glühen auch stufenweise erfolgen. Liegt die Gliihtemperatur zwischen der A^-Temperatur und 790⁰C, dann reicht eine GlUhzeit von 10 Minuten aus, um die Bildung eines lamellaren Gefüges aus Austenit und Ferrit bei hohen Temperaturen zu vermeiden.

Von besonderer Bedeutung ist die Abkühlungsgeshhwindigkeit, da das Entstehen der harten Phase eine bestimmte Mindestabkühlungsgeschwindigkeit erfordert, wenngleich ein zu rasches Abkühlen zu Fehlern in der weichen Ferritphase führen kann, was sich zwar günstig auf die Festigkeit, Jedoch außerordentlich nachteilig auch die Duktilität auswirkt Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 500⁰C überschreitet daher 30°C/sec. nicht. Um eine möglichst hohe Duktilität und ein fehlerfreies Gefüge zu erreichen, sollte die AbkUhlungsgeschwindigkeit 10°C/sec. nicht übersteigen. Andererseits scheidet sich bei zu geringen Abkühlungsgeschwindigkeiten der Kohlenstoff während des AbkUhlens weiter aus und bildet sich lamellarer Perlit oder ein ähnliches karbidisches Gefüge mit dementsprechend geringer Festigkeit. Dies ist der Grund dafür, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit mindestens 0,5°C/sec. beträgt.

Die verhältnismäßig geringe Abkühlungsgeschwindigkeit erklärt sich aus der Stahlanalyse und ist insbesondere durch den Mangangehalt bedingt. Im Gegensatz dazu stellt sich beim Abkühlen eines Stahls anderer Zusammensetzung nach einem Glühen zwischen A^ und A, auf die M_s-Temperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von nur 0,1 bis 0,8 Sekunden ein ferritisch-martensitisches Gefüge ein.

Um das Alterungsverhalten des Stahls in Anbetracht des auch bei den geringen Abkühlungsgeschwindigkeiten noch in Lösung

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befindlichen Kohlenstoffs und Stickstoffs zu verbessern, sollte der Stahl ausgehärtet, d.h. 2 bis 20 Minuten bei einer Temperatur von 250 bis 600⁰C geglüht werden. Dies kann während des Abkühlens oder im Anschluß daran geschehen. Ein zweimaliges Kaltwalzen und Glühen bzw. Zwischenglühen empfiehlt sich dann, wenn es auf eine gute Ziehbarkeit ankommt.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert.

Beispiel 1

In üblicher Weise gefrischter Konverterstähle mit der aus Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung wurden einerseits zu Blöcken und andererseits zu Stranggußbrammen (Stähle Ap und Β«) vergossen, und unter den in der Tabelle I aufgeführten Bedingungen warmgewalzt, kaltgewalzt, geglüht und überaltert, um Bleche mit^elner Dicke von 1,0 mm herzustellen. Sämtliche Bleche wurden mit einer Querschnittsabnahme von Λ% nachgewalzt. Außer den Versuchsbedingungen gibt die Tabelle I auch die mechanischen Eigenschaften der unter die Erfindung fallenden Stähle A₁ bis A= und der außerhalb der Erfindung liegenden Stähle B₁ bis B,- wieder. Beim Glühen betrug die Erwärmungsgeschwindigkeit 5,8°C/sec, die Glühzeit 2 Minuten, die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Glühen 4,2°C/sec. und die Haltezeit beim Überaltern 10 Minuten. Die Stähle A₁ bis A= und Br wurden kontinuierlich, die Stähle B₁ bis B^ haubengeglüht.

Die Kerbschlagzähigkeit wurde in der Weise ermittelt, daß Jeweils eine Blechscheibe mit einem Durchmesser von 80 bis 160 mm zu einem Näpfchen tiefgezogen und dieses Näpfchen in

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einem Wasser und Eis enthaltenden Behälter abgekühlt wurde. Danach wurde in das Näpfchen ein konischer Stempel eingesetzt und ein 20 kg schweres Stahlgewicht aus einer Höhe von 3 m auf den Stempel fallengelassen, um festzustellen, ob Versprödungs- bzw. Längsrisse auftreten. Bei diesem Versuch ergibt eine größere Querschnittsabnahme beim Erstverformen ehne Versprödungsrisse eine bessere Schlagfestigkeit beim Zweitverformen. Dabei verringert sich die Zweitverformbarkeit mit zunehmender Festigkeit. Bei einem üblichen unberuhigt vergossenen Stahl beträgt die Einschnürungsgrenze etwa 3,0 bis 3,2.

Die Daten der Stähle A^ bis A- in Tabelle I zeigen, daß sich mit dem erfindungsgemäßen Verfahren eine Streckgrenze von etwa 7,5 cb bei ausgezeichneter Zweitverformbarkeit und Ziehbarkeit erreichen läßt.

Wird der Stahl bei 700⁰C haubengeglüht, dann ergibt sich keine hohe Streckgrenze, obgleich die Ziehbarkeit ausreichend ist, so daß ein solchermaßen behandeltes Blech nur begrenzt verwendet werden kann. Beim Haubenglühen wird ein Kornwachstum unterdrückt, wenn die Glühtemperatur etwa 600⁰C beträgt, und läßt sich eine etwas erhöhte Streckgrenze erreichen, ohne daß die beim Schnell erwärmen und Kurzglühen möglichen Werte erreichbar wären.

Beispiel 2

In üblicher Weise gefrischte Konverterstähle der aus Tabelle II ersichtlichen Zusammensetzung wurden zu Brammen vergossen. Die Brammen wurden unter den Bedingungen der Tabelle II warmgewalzt, zweistufig bis auf eine Enddicke von 0,8 mm kaltge-

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walzt und überaltert sowie abschließend mit einer Querschnittsabnahme von 1,096 nachgewalzt. Die mechanischen Eigenschaften der einzelnen Versuchsstähle ergeben sich aus Tabelle II; dabei zeigt sich, daß ein zweistufiges Kaltwalzen von Vorteil ist, wenn es mehr auf die Ziehbarkeit als auf die Streckgrenze ankommt. Die Stähle wurden mit einer Geschwindigkeit von 5,8°C/sec. erwärmt, 2 Minuten auf der angegebenen Glühtemperatur gehalten, mit einer Geschwindigkeit von 4,2⁰C/'see. abgekühlt und 10 Minuten überaltert.

Beispiel 3

Mehrere unter die Erfindung fallende Stähle S^ bis S« und Vergleichsstähle T₁, T₂ mit aus Tabelle III ersichtlicher Zusammensetzung wurden bei einer Endtemperatur von 870°C ± 20⁰C warmgewalzt, bei 625°C ± 3O⁰C gehaspelt, mit einer Querschnittsabnahme von 60# kaltgewalzt, bei 840⁰C mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von 5°C/sec. im Durchlaufofen 2,5 Minuten geglüht, mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von 3°C/sec. auf 500°C abgekühlt, 12 Minuten bei 45O⁰C gehalten und schließlich rasch auf Raumtemperatur abgekühlt. Nach dem Aushärten bei 45O⁰C wurden die Bleche mit einer Querschnittsabnahme von 1,5# bis auf eine Enddicke von 1,0 mm nachgewalzt.

Die mechanischen Eigenschaften einschließlich des Ei-Werts als Kennzeichen für die Streckbarkeit sind in Tabelle III zusammengestellt. Die mechanischen Eigenschaften wurden an der Norm JIS 5 entsprechenden Proben bestimmt. Die Tabelle III enthält auch den geschätzten Anteil der harten Phase des Gefüges.

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Das Diagramm der Fig. 3 gibt den Zusammenhang zwischen dem Ei-Wert und der Zugfestigkeit sowie der Bruchdehnung wieder. Dabei zeigt sich, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle S₁, S₂, S^, Sg und S₇ den Vergleichsstählen T₁, Tp weit überlegen sind.und insbesondere eine hervorragende Streckverformbarkeit besitzen.

Beispiel 4

Weitere Stähle mit der aus Tabelle IV ersichtlichen Zusammensetzung, darunter die unter die Erfindung fallenden Stähle Y₁, Yλ und Y₅, wurden mit einer Endtemperatur von 870 ί 20⁰C warmgewalzt, bei 620 ± 20⁰C gehaspelt, kaltgewalzt und unter den Bedingungen der Tabelle V geglüht, die auch die mechanischen Eigenschaften und den geschätzten Anteil der harten Phase im Gefüge wiedergibt. Sämtliche Proben wurden beim Abkühlen nach dem Glühen bei 450⁰C ausgehärtet und abschließend mit einer Querschnittsabnahme von 1,5% nachgewalzt. Die Daten der Tabelle V und das Diagramm der Fig. 4 lassen deutlich erkennen, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle Y₁, Y^ und Y₅ den Vergleichsstählen Y^, Yg und Yy weit überlegen sind, insbesondere eine in dem EI-Wert zum Ausdruck kommende ausgezeichnete Streckbarkeit besitzen. Das Gefüge des Stahls Y^ ist in Fig. 2 wiedergegeben.

Beispiel 5

Mehrere Versuchsstähle mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle VI wurden mit einer Endtemperatur von 870 £ 20°C warmge-

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walzt, bei 610 - 20°C gehaspelt, kaltgewalzt und unter den sich aus Tabelle VII ergebenden Bedingungen geglüht. Die mechanischen Eigenschaften und der geschätzte Anteil der harten Phase im Gefüge ergeben sich ebenfalls aus Tabelle VII, deren Stähle W₂, W^ und Wg erfindungsgemäß behandelt wurden. Sämtliche Versuchsstähle wurden während des Abkühlens nach dem Glühen bei 400⁰C ausgehärtet und anschließend mit einer Querschnittsabnahme von 1,596 nachgewalzt·

Beispiel 6

Weitere Versuchsstähle mit aus Tabelle VIII ersichtlicher Zusammensetzung wurden warmgewalzt und unter den Bedingungen der Tabelle IX kaltgewalzt sowie während des Abkühlens nach dem Glühen bei 400°C überaltert und abschließend mit einer Querschnittsabnahme von 1,596 nachgewalzt. Die mechanischen Eigenschaften der Versuchsstähle, von denen die+ Stähle W₂, W₁₀ und W^₁ unter die Erfindung fallen, ergeben sich aus Tabelle IX. Während die Aufnahme der Fig. 2 das Gefüge des unter die Erfindung fallenden Stahls W₂ erkennen läßt.

5 O 9 8 ü 9 /' O ö 1 ?

Tabelle I

End- Haspsl- schnitt-

Stahl C Si Mn P S Al O temp, tempjfl abnähme

QO (%) 00 00 00 00 00 00 00 (⁰C) (⁰C) QO

A₁ 0.08 0,46 1,24 0,016 0,012 0,034 0,008 890 550 70

A₀ 0,11 0,26 0,92 0,010 0,010 0,026 0,006 910 710 65

² Ni 0,18

cn A₃ 0,04 0,41 1,74 0,012 0,008 0,043 0,006 _{Cu OjO}6 920 710 70

<° A₄ 0,09 0,59 1,46 0,010 0,007 0,028 0,005 Ca 0,02 890 650 70

° Ap 0,07 0,64 1,63 0,016 0,010 0,088 0,008 910 710 70

E₁ 0,10 0,53 1,62 0,014 0,010 0,028 0,006 890 600 70

B₂ 0,13 0,18 1,42 0,011 0,008 0,034 0,007 Cr 0,21 Zr 0,02 910 710 70

3~ 0,14 0,32 1,04 0,016 0,014 0,029 0,008 Cu 0,04 910 550 70

E₄ 0,20 ,0,68 1,28 0,014 0,013 0,036 0,009 890 580 80

B_t, 0,02 0,84 1,10 0,011 0,009 0,028 0,009 Cu 0,05 910 580 70

CO 00 CO

Tabelle I - Fortsetzung -

Glühtem- Aushärte- Streckgren- Zugf. Streckgren- Dehnung r-Wert Tlefziehperatur temperatur ze zendehnung grenze

(⁰C) (⁰C) (ob) (cb) (*) (*)

700	350	40.4	53.8	0.76	31.3	1.28	2.9
7C0	350	36.8	49.1	0.75	35.4	1.24	3.0
	300	4S.8	62.3	0.78	25.9	1.25	2.8
/00	350	45.2	59.1	0.76	28.4	1.24	2.9
700	350	47.6	61.2	0.78	26.9	1.22	2.8
70ö	_	35.2	57.2	0.62	28.4	1.29	2.9
700	—	33.8	53.9	0.63	31.6	1.28	2.9
700	-	30.7	49.1	0.63	35.2	1.26	2.9
"⁷OO	-	36.8	63.4	0.58	23.3	1.23	2.6
70C	400	30.8	47.8	0.64	36.8	1.03	2.7

OO CO N) OO

Tabelle II

End- Haspel- Verfor-

C si Kn P S Al 0 ^temP· ^temP* mungsgrad 1

S+.ahl (%) W (X) (%l (%) {%) QQ (%) QQ (Q_C) (⁰C) QQ

A₆ o.ct ο,;ε 1,06 o,oi2 0,009 0,036 0,009 ca 0,02

A₇ 0,14 0,34 1,21 0,016 0,009 0,028 0,009

A₈ 0,09 0,28 1,37 0,010 0,010 0,040 0,006 Ni 0,05

890	650	60
890	550	60
920 ■	650 ■	60

«'Zwischen- Verfor- Glühtemp. Aushärtetemp. Streck- Zug- -Streckgr./ Bruch- · r-Wert Zieh-

° glüh*· mungsgrad2 . grenze festigk. Zugfestig- dehnung grenze

+emp. keit

- (⁰C) ft) (⁰C) (⁰C) (cb) (ob) (90

*° 600 70 700 350

700 60 700 350

850 70 700 300

38,	9	51	,6	o,	75	34,	9	1	,64	3,	0
39,	8	52	,9	o,	75	33,	3	1	,64	2,	9
40,	8	53	,2	o,	77	32,	6	1	,59	3,	0

Tabelle III

co OO O CD ¹—. O CO

RO

Stahl C Si Mn P S O Al

(*) OO (*) (*) 00 00 QQ (%)

51 0.18 0.420 1.45 0.012 0.009 0.007 0.024 Cr 0.24

52 0.16 0.322 1.63 0.012 0.010 0.009 0.026 S4 0.17 0.185 1.24 0.018 0.010 0.008 0.018 S6 0.22 0.425 1.05 0.012 0.005 0.007 0.058

S7 0.09 0.584 1.94 0.011 0.010 0.006 0.033 Seltene Erdme-

talle 0.04

T₁ 0.02	0.044	1.40	0.012 0.010 0.007	00	0.033	Cr Zr	0. 0.	30 03
T2 0.17	0.427	0.48	0.013 0.009 0.009	0.041	Zr	0.	04

Streckgrenze	Zug*.	Dehnung Bruchdehnung	Harte	Phase	r-Wert Ei-Wert
(cb)	(cb)	00	W		(mm)

43.6	59.8	22.8	34.0	19	10.7
44.2	60.4	22.0	34.2	18	10.6
39.8	54.8	24.8	37.5	16	11.1
37.1	52.6	25.6	38.8	18	11.2
48.1	65.8	20.8	30.9	17	10.5
26.5	41.2	22.9	40.7	-	10.5
26.4	40.3	23.7	40.7	—	10.6

ro ο

ro

CO OO CO K) GO

- 21 Tabelle IV

C OO	Si (Ji)	Mn (Ji)	(	P Ji)	S	Al 00	0 (Ji)
0,18	0,426	1,58	ο,	012	0,010	0,032	0,008
		Tabelle	V

Stahl	Ver	Blech	Erwär-	glüh-	Halte	Abküh-
	for	dicke	mungs-	temp.	zeit	lungsge-
	mung s-		geschw.			schwindigk
_#	grad
	00	(mm)	(°C/sec)	(⁰C)	(min.)	(°C/sec)
^Y1	65	1,0	4,3	800	2,9	3,0
Y₃	65	1,0	7,0	950	1,8	3,8.
^Y4	65	1,0	6,3	840	2,0	3,5
Y₅	65	1,0	24,1	840	1,0	13,4
Y₆	65	1,0	0,5	800	21,0	0,2
Y₇	65	1,0	49,2	840	0,7	42,6

Streck	Zug	Deh	Bruch	Harte	EJ-Wert
grenze	festig	nung	deh	Phase
	keit		nung
(cb)	(cb)	(96)	00	(90	(mm)
43,1	59,2	22,6	33,8	17	10,7
73,6	82,4	5,2	8,1	-	7,2
44,9	61,9	21,2	33,4	19	10,5
54,8	70,4	18,5	38,2	22	10,1
32,4	51,6	19,3	32,0	-	10,2
62,5	76,4	10,8	17,4	-	8,3

509809/0012

i«

CU ^

0.028

τ-Ο

74

CM τ-

Φ H

IO

•Ρ-P

ι of

d.

ITV	ω	CM	ω	VO
»				•
to	to	O	CM	CM

O CM

τ-CM

VO

O ITv C^ O

	ΙΓ\	VO	VO	VO	ΙΓλ
VO	VO			VO

509803/0812

Fortsetzung Tabelle VII

	Streckgrenze	Zugfestigkeit Dehnung	(96)	Bruchdehnung	Harte Phase	Tabelle VIII	)+(96Si) (*	r-Wert	Ois±)/(tfc)
	(cb)	(cb)	18.3	(96)				(mm)
	52.8	69.2	15.9	28.1	16	0 (96p	.528	10.2	4.10
	59.6	75.2	3.6	26.3	20	(96)		9o8.
	84.6	93.2	18.1	5.8	-	0.007 0	6.3
	37.8	54.6	14.2	30.2	-		10.1
	68.4	82.6	8.6	22.1	15	9.7
	71.6	85.8		13.9	-	8.2
cn
ο
co
00
ο
co
			S Al
OO	C Si	Mn P	(96) (96)
rv>	(96) (96) (	96) (96)	0.009 0.026
	0.12 0.492 1	.52 0.036		0.30

Tabelle IX

Stahl Verformungs- Blechdicke Erwärmungs- Glühtempera- Haltezeit Abkühlungsgrad geschwin- tür geschwindigkeit digkeit auf

5OCTC

(°C/sec.) (⁰C) (min.) (°C/sec.)

(mm)

	W₂	70	1.2	4.2	750	3.0	2.4
	W₅	70	1.2	0.5	750	8.9	0.7
	^W6	70	1.2	21.5	750	0.5	12.6
50980	W₇ ^¥1O	70 60	1.2 1.2	0.2 6.3	750 780	15.5 2.0	0.3 3.5
9/06	^W11	70	1.2	3.6	750	8.0	0.8

Streckgrenze Zugfestigkeit Bruchdehnung r-Wert (cb) (cb) (%) (mn)

52.4	64.6	34.7	-	10.5
43.6	57.2	28.6	9.7
54.9	63.8	26.4	9.3
38.6	52.4	32.6	10.2
53.6	66.4	33.8	10.4
51.6	62.5	35.2	10.6

CO OD OO fsj OO

Claims

Patentansprüche:

1«, Verfahren zur Wärmebehandlung und Verbesserung der Festigkeit und Streokbarkeit von Kaltblech aus einem Stahl mit 0,03 Ms 0,30% Kohlenstoff, bis 0,7% Silizium, 0,6 bis 2,5% Mangan, 0,01 bis 0,20% Aluminium, höchstens 0,015% Sauerstoff und wahlweise mindestens einem der Metalle Chrom, Nickel und Kupfer in einer Gesamtmenge von 0,03 bis 1,0% und mindestens einem der Metalle Zirkonium, Seltene Erdmetalle, Kalzium und Magnesium in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 0,1% sowie gegebenenfalls 0,0005 bis 0,01% Bor und/oder 0,012% Schwefel, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, daß ein mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 30% kaltgewalztes Blech mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 3°C/sec. 1 bis 15 Minuten bei 650 bis zur A,-Temperatur geglüht und mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,5 bis 30°C/sec. auf 500⁰C abgekühlt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Glühen zwischen der A^- und der A^-Temperatur erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn-

§09809/0312

2A38328

zeichnet, daß das Glühen zwischen der A^-Temperatur und 79O⁰C erfolgt«,
4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl mit 0,06 bis 0,25% Kohlenstoff, mindestens 1,096 Mangan und einem Gesamtgehalt an Phosphor und Silizium von 0,05 bis Ο,79ό bei einem Verhältnis der Gehalte an Phosphor und Kohlenstoff über 0,5% und/oder einem Verhältnis der Gehalte an Silizium und Kohlenstoff über 196 mit einer Querschnittsabnahme von 5096 kaltgewalzt und 1 bis 10 Minuten bei einer Temperatur bis 790⁰C geglüht wird.
Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 10°C/sec. beträgt.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach einem Kaltwalzen mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 40% rekristallisierend geglüht und erneut mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 40% kaltgewalzt wird.
7. Verfahren nach Anspruch 1 und 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl mit höchstens 1,6% Mangan verwendet wird«

§09809/0812