DE2924340A1

DE2924340A1 - Verfahren zur herstellung hochfester stahlbleche

Info

Publication number: DE2924340A1
Application number: DE19792924340
Authority: DE
Inventors: Takashi Furukawa; Kazuo Koyama
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1978-06-16
Filing date: 1979-06-15
Publication date: 1979-12-20
Also published as: DE2924340C2; JPS5745454B2; SE427673B; FR2428673B1; FR2428673A1; US4285741A; SE7905256L; BE877005A; JPS54163719A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung hochfester, warm- oder kaltgewalzter, zweiphasiger Stahlbleche mit geringem Festigkeitsverhältnis (Streckfestigkeit/Zugfestigkeit), hoher Dehnbarkeit und ausgezeichneter Verformbarkeit.

Das erwähnte Festigkeitsverhältnis beträgt etwa 0,6 oder weniger, und die erwähnte zweiphasige Struktur bedeutet, daß die hauptsächlichen metallographischen Bestandteile Ferrit und eine durch rasches Kühlen erzeugte transformierte Phase (wie Martensit oder Martensit mit Bainit einschließlich etwas

15 aufrechterhaltenem Austenit) sind.

In den letzten Jahren sind große Anstrengungen zur Verminderung des Gewichts von Kraftfahrzeugen, insbesondere im Hinblick auf die Verringerung des Kraftstoffverbrauchs, unternommen worden.

Wenn die Dicke der beim Automobilbau verwendeten Stähle zur Verminderung des Gewichts verringert wird, muß ein hochfester Stahl verwendet werden, um eine ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeuge sicherzustellen.

Übliche, hochfeste Stähle sind jedoch in ihrer Anwendung auf Grund ihrer Nachteile beschränkt, etwa im Hinblick auf das "Rückfedern" beim Formpressen, da diese Stähle ein außerordentlich hohes Festigkeitsverhältnis aufweisen und da ihre Verfestigungsgeschwindigkeit (η-Wert) relativ niedrig ist; die lokalisierte Dehnungskonzentration erfolgt frühzeitig während der Deformation (insbesondere erfolgen Einschnürungen) , so daß Risse auftreten.

809651/0928

Aus den JP-OSen 39 210/75 und 78 730/76 sind hochfeste Stahlbleche ohne Fließdehnung und mit einem maximalen Festigkeitsverhältnis (Streckfestigkeit/Zugfestigkeit) von etwa 0,6 und mit ausgezeichneter Dehnbarkeit bekannt. 5

Diese bekannten Stahlbleche zeigen ein wesentlich niedrigeres Festigkeitsverhältnis, wie die übrigen, hochfesten Stähle, wie dies schematisch in deren Spannungs-Dehnungs-Kurven gemäß Figur 1 (dies bedeutet eine geringere Neigung zur Rückfederung) dargestellt ist. Ferner ergeben sich bei diesen Stählen eine große Verfestigungsgeschwindigkeit (n~Wert) und Dehnung (und damit eine geringere Neigung zum Reißen) sowie eine hohe Streckfestigkeit bei geringer Dehnung (hohe Streckfestigkeit ' nach dem Verformen) gemäß Figur 1. Wegen dieser erheblichen Vorteile beim Formpressen kann eine zunehmende Verwendung dieser Stähle erwartet werden. Diese Stahlsorten weisen eine zweiphasige Struktur auf, und zwar mit der ferritischen Phase und der beim raschen Abkühlen gebildeten Umwandlungsphase (nachstehend als "Schnellkühl-ümwandlungsphase" be- zeichnet), wobei der vom Verbraucher geforderte, maximale Grenzwert für das Festigkeitsverhältnis 0,6 beträgt.

Bei den bekannten Verfahren erfolgt ein kontinuierliches Glühen eines Si-Mn-Stahls, enthaltend etwa 1 % Si und etwa 1_f5 % Mn in der zweiphasigen (α + γ)-Temperatürzone, (JP-OS 39 210/75) oder ein kontinuierliches Glühen von üblichem Stahl, enthaltend etwa 0,1 bis 0,15 % C und etwa 1,5 % Mn in der zweiphasigen (α + γ)-Temperaturζone, wobei entweder der Stahl in der zweiphasigen (α + γ)-Temperaturzone vorgeglüht oder der Stahl warmgewalzt wird und die Endbearbeitungstemperatur in der Zweiphasen (α + γ)-Temperatürζone bleibt, sowie das Aufwickeln bei einer gewünschten Temperatur erfolgt (JP-OS 78 730/76. Diese Merkmale der vorbekannten Verfahren, wie der hohe Anteil an Si-Mn (JP-OS 39 210/75), das Vorglühen " in der Zweiphasen-Temperaturzone oder die Endbearbeitung durch Warmwalzen in der Zweiphasen-Temperaturzone

809851/0928

(JP-OS 78 730/76) dienen zur Erhöhung der Verfestigungsfähigkeit der in dem Stahl gebildeten γ-Phase während dem kontinuierlichen Glühen in der Zweiphasen (α + γ)-Temperaturζone, so daß man nach dem abschließenden Kühlen eine vorteilhafte

5 Zweiphasenstruktur erhält.

Bei den bisher bekannten Verfahren soll die Kühlung nach dem kontinuierlichen Glühen mit relativ geringer Geschwindigkeit erfolgen, so daß nachteilige Auswirkungen auf die Dehnbarkeit und die Form des Stahlblechs vermieden werden. Hinsichtlich des Kühlvorgangs und insbesondere hinsichtlich der Kühlkurve beruhen diese vorbekannten Verfahren, auf einem üblichen, einfachen Vorgang und besondere Maßnahmen werden nicht ergriffen. Die vorbekannten Verfahren sind ferner zur Herstellung hochfester, zweiphasiger Stähle mit minimaler Zugfestigkeit von

2
etwa 60 kg/mm geeignet, jedoch ist die Herstellung von Stäh-

2 len mit einer Zugfestigkeit von 40 bis 50 kg/mm nicht möglich, die im Kraftfahrzeugbau besonders eingesetzt werden, da diese Stähle in einem außerordentlich weiten Anwendungsbereich eingesetzt werden können.

Im Gegensatz zu den vorbekannten Verfahren besteht ein Hauptmerkmal der vorliegenden Erfindung darin, daß die Kühlkurve, insbesondere das Kühlmuster, nach dem kontinuierlichen Glühen in der Zweiphasen (α + γ)-Temperaturzone angesiedelt ist, um einen zweiphasigen Stahl mit verbesserten Eigenschaften zu erhalten. Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren können nicht nur

2 zweiphasige Stähle mit einer Zugfestigkeit von 40 bis 50 kg/mm und einem Festigkeitsverhältnis von weniger als 0,6 erhalten werden, sondern die Qualität der zweiphasigen Stähle mit einer

2 Zugfestigkeit von etwa 60 kg/mm oder mehr ist verbessert.

Die Merkmale der vorliegenden Erfindung werden nachstehend im

Vergleich zu dem Stand der Technik näher erläutert. 35

809851/0928

^Γ - 7 -

Wenn ein zweiphasiger Profilstahl mit der ferritischen Phase und der Schnellkühl-Umwandlungsphase durch Erhitzen eines warm- oder kaltgewalzten Stahlblechs, enthaltend Kohlenstoff und Mangan in bestimmten Mengen als wesentliche Elemente in der Zweiphasen (α + γ)-Temperaturzone, erhalten werden soll, um eine Trennung in die ferritische Phase und die austenitische Phase vorzunehmen, und wenn dann eine rasche Abkühlung des Stahlblechs erfolgt, so wurde bisher angenommen, daß bei Zunahme der Kühlgeschwindigkeit beim Kühlvorgang nach dem Erhitzen in der Zweiphasen-Temperaturzone die martensitisehe Umwandlung der austenitischen Phase sich in günstigerer Weise einstellt und daher der besser optimierte, zweiphasige Stahl erhalten werden kann. Bisher war es daher üblich, eine möglichst große Kühlgeschwindigkeit vorzusehen, solange die Form und die Dehnbarkeit des Stahlblechs nicht verschlechtert werden. Bei dem Abkühlungsvorgang für den Zweiphasen-Profilstahl nach dem kontinuierlichen Glühen, insbesondere auf die Beziehung zwischen der Form der Abkühlungskurve und der Qualität des nach dem kontinuierlichen Glühen erhaltenen Stahls,

20 ist bisher keine besondere Rücksicht genommen worden.

Im Gegensatz zum Stand der Technik wird erfindungsgemäß der Stahl relativ langsam von der Temperatur T₁ C, bei der die zwei Phasen α + γ nebeneinander existieren, auf eine bestimmte Temperatur T C während des Kühlvorganges abgekühlt, und unterhalb T°C auf eine Temperatur T₃ ⁰C (etwa 200⁰C oder niedriger) etwas rascher abgekühlt, wo die Schnellkühl-Umwandlungsphasen vollständig ausgebildet werden können. Es hat sich gezeigt, daß die Materialgüte, wie sie sich aus dem niedrigen Festigkeitsverhältnis, der hohen Dehnbarkeit und der hohen Zugfestigkeit ergibt, durch den erfindungsgemäßen Kühlvorgang gegenüber dem Stand der Technik wesentlich verbessert werden kann, bei dem die Abkühlungsgeschwindigkeit während des gesamten KühlVorganges gleichmäßig erhöht ist.

909851/0928

292434Q Aus der vorstehenden Beschreibung ergibt sich, daß das Hauptmerkmal der Erfindung in der Verbesserung der Abkühlung nach dem kontinuierlichen Glühen liegt und daß dadurch der Stahl in vorteilhafter Weise eine zweiphasige Struktur erhält. Im Rahmen der Erfindung können ferner Vorbehandlungen durchgeführt werden, beispielsweise

a) Aufwickeln des warmgewalzten Stahls oder Bandes bei einer hohen Temperatur von mindestens 670 C oder

b) abschließendes Walzen in der Zweiphasen (α + γ)-Temperatürzone beim Warmwalzen des Ausgangsmaterials. Diese Vorbehandlungen tragen zur thermischen Stabilisierung des geringen Festigkeitsverhältnisses des erhaltenen Zweiphasen-Stahlbleches bei.

15 Nachstehend wird dies näher erläutert.

Bei der Herstellung zweiphasiger Profilstähle unter Verwendung eines kontinuierlich arbeitenden Glühofens, wird dieser sehr häufig auch für die Herstellung kaltgewalzter Stahlbleche für allgemeine Zwecke eingesetzt, und in diesem Fall ist es unver-

²⁰ meidlich, das Stahlblech durch eine zusätzlich alternde

Wiederaufwärmzone zu führen (die für die erfindungsgemäße Abkühlung verwendbare Anlage kann auch zur Herstellung üblicher kaltgewalzter Stahlbleche für allgemeine Zwecke eingesetzt werden, und in diesem Fall ist die Wiederaufwärmzone zum zu-

²⁵ sätzlichen Altern vorzusehen).

Bei der Herstellung zweiphasiger Profilstähle ist es zur Ausbildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase erforderlich, daß das Stahlblech so rasch wie möglich durch die Zonen in der

30 Nähe der zusätzlichen Altertr^temperatur geführt wird,

(insbesondere in der Nähe der Temperatur, bei der die Schnellglüh-ümwandlungsphase gebildet wird) die bei der Herstellung üblicher, kaltgewalzter Stahlbleche angewandt wird, und daher können Einrichtungen zum Unterbrechen der Wärmezufuhr zu der Wiederaufwärmzone vorgesehen sein. In den meisten Fällen ist es jedoch im Hinblick auf den Produktionswirkungsgrad des

909861/0928

Γ „ _

⁹ "-■■..- 292434Q

1 Ofens nicht möglich, so lange zu warten, bis die bei erhöhter Temperatur arbeitende Alterungszone (Ofenkörper) ausreichend gekühlt ist, und das Stahlblech wird für maximal mehrere Minuten wieder auf 250 bis 30O⁰C aufgewärmt oder durch die verbliebene Wärme in der bei erhöhter Temperatur betriebenen Alterungs zone behandelt. Selbst wenn das rasche Abkühlen erfolgt, bevor das Stahlblech die Überalterungszone erreicht, ist aufgrund des Durchlaufs durch diese Überalterungszone die Bildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase ungenügend, so daß die Absenkung des Festigkeitsverhältnisses nicht ausreichend ist (das niedrige Festigkeitsverhältnis der Zweiphasenstähle ergibt sich vermutlich aus der in der Ferritmatrix ausgebildeten internen Spannung sowie aus den in der Ferritmatrix gebildeten, beweglichen Versetzungen, und zwar aufgrund der Bildung einer Schnellkühl-Umwandlungsphase, wie die martensitische Umwandlung. Wenn daher die Bildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase ungenügend ist, ist die Erzielung eines niedrigen Festigkeitsverhältnisses schwierig). Wenn jedoch die vorstehend erläuterten Vorbehandlungen vorgenommen werden, so kann das Festigkeitsverhältnis selbst in dem Fall ausreichend erniedrigt werden , wenn das Stahlblech durch die Wiederaufwärmzone zum Überaltern geführt wird. Die JF-OS 78 730/76 beschreibt eine ähnliche Vorbehandlung, doch wird erfindungsgemäß die Vorbehandlung mit einem speziellen Kühlablauf kombiniert, so daß überraschenderweise das Festigkeitsverhältnis des zweiphasigen Stahlblechs thermisch stabilisiert ist.

Die JP-PS 15 046/77 beschreibt ein Verfahren zum kontinuierlichen Glühen eines kaltgewalzten Stahlblechs. Dieses bekannte Verfahren dient zur Verbesserung des Formpressens und der Alterungsbeständigkeit bei Raumtemperatur eines gewöhnlichen kaltgewalzten Stahlbleches und das Wesen dieses vorbekannten Verfahrens besteht darin, die Ausgangstemperatur bei raschem Kühlen nach dem kontinuierlichen Glühen mit einer Wiederaufwärm - Behandlung und anschließendem Altern zu kombinieren, um den gelösten Kohlenstoff in dem Ferrit in einem

9098 51/0 9 28

"¹⁰" 292434Q

Zustand auszufällen, der für formpressbaren Stahl geeignet ist Dieses vorbekannte Verfahren kann offensichtlich lediglich bei Stählen mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt angewendet werden, beispielsweise bei mit Al beruhigten Stählen, unberuhigten Stählen und gedeckelten Stählen, insbesondere Stählen mit etwa 0,05 % C und etwa 0,3 % Mn, und offensichtlich soll mit dem bekannten Verfahren der Kohlenstoff in den Ferritkörnern gelöst werden.

IQ Im Gegensatz zu dem vorbekannten Verfahren ist die Erfindung nicht auf gewöhnliche formpressbare Stahlbleche sondern auf hochfeste, formpressbare Stahlbleche gerichtet, und der erfindungsgemäße Grundgedanke besteht darin, daß die während dem kontinuierlichen Glühen in der Zweiphasen (α + γ)-Temperatur-

jg zone gebildete austenitische Phase wirksam in die Schnellkühl-Umwandlungsphase überführt wird, und zur Sicherstellung der Aushärtbarkeit des Austenits wird ein minimaler Mangangehalt von 0,8 % als unterer Grenzwert in der Zusammensetzung des Stahls festgelegt, während die Ausfällung des gelösten Kohlenstoffs in dem Ferrit nicht besonders gesteuert wird.

Die vorstehenden technischen Unterschiede zwischen der Erfindung und dem Stand der Technik werden durch die nachstehenden Fakten näher erläutert. Bei dem bekannten Verfahren gemäß der JP-PS 15 046/77 ist ein wesentlicher Verfahrensschritt die Überalterungsbehandlung (für mindestens 30 Sekunden zwischen 300 und 500 C). Dagegen ist bei dem erfindungsgemäßen Verfahren eine Überalterungsbehandlung unvorteilhaft und sollte, falls möglich, vermieden werden. Wie vorstehend erläutert, wird das Stahlblech durch die Überalterungszone nur aus unvermeidlichen Betriebsbedingungen heraus durchgeführt.

Bei dem aus der BE-PS 854 191 bekannten Verfahren, das dem der Erfindung ähnelt, beträgt R₁ 25 bis 180°C/sec, vorzugsweise 35 bis 150°C/sec und R₂ 90 bis 500°C/sec, vorzugsweise 150 bis 45O°C/sec. Der Wert T beträgt 200°C £ T < 52O°C,

909851/0928

j vorzugsweise 200 bis 425 C. Demgegenüber beträgt R₁ erfindungsgemäß 1 bis 3O°C/sec, vorzugsweise 1 bis 25°C/sec, und R₂ 4 bis 100°C/sec, vorzugsweise 4 bis 9O°C/sec sowie T 420 bis 70O⁰C₇ vorzugsweise 440 bis 68O°C, wie dies nachstehend näher erläutert wird. Die Unterschiede dieser Parameter zwischen dem Stand der Technik und der Erfindung sind deutlich. Die vorliegende Erfindung hat gegenüber dem Stand der Technik einen erheblichen Vorteil insbesondere bei der erhaltenen Dehnbarkeit, in dem die Werte für R. und R„ wesentlich niedri IQ ger liegen und T höher ist. Der technologische Hintergrund für die vorliegende Erfindung liegt in der maximalen Anreicherung des Austenits mit Kohlenstoff während der Kühlung bei R₁ und R₂, wobei gleichzeitig die Bildung von Perlit vermieden wird.

Die Erfindung wird nachstehend im Bezug auf die anliegende

Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 ein Schaubild zum Vergleich der verschiedenen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen, zweiphasigen Stahlblechs und eines üblichen hochfesten Stahlblechs,

Fig. 2 ein Schaubild zur Erläuterung des kontinuierlichen Glühzyklus gemäß der Erfindung,

Fig. 3 ein Schaubild zur Erläuterung des kontinuierlichen Glühzyklus gemäß der JP-PS 15 046/77,

Fig. 4 ein Schaubild zur Darstellung der Beziehung zwischen der Kühlgeschwindigkeit und der Ausgangstemperatur beim Kühlen gemäß der Erfindung im Vergleich zu dem bekannten Verfahren gemäß der JP-PS 15 046/77,

Fig. 5 ein Schaubild zur Erläuterung der Beziehung zwischen den Kühlbedingungen nach dem kontinuierlichen Glühen des Stahls A (kaltgewalztes Blech) und der erhaltenen Materialqualität,

909851/0928

Fig. 6 ein Schaubild zur Erläuterung der Beziehung zwischen den Kühlbedingungen nach dem kontinuierlichen Glühen des Stahls B (warmgewalztes Blech) und der erhaltenen Materialqualität,

Fig. 7 ein Schaubild zur Erläuterung der verschiedenen Eigenschaften, erhältlich durch verschiedene primäre Abkühlgeschwindigkeiten R.. und sekundäre Abkühlgeschwindigkeiten R₂ nach dem kontinuierlichen Glühen des Stahls A,

Fig. 8 ein Schaubild zur Erläuterung der Eigenschaften erhältlich durch verschiedene primäre Abkühlgeschwindigkeiten R₁ und sekundäre Abkühlgeschwindigkeiten R„ nach dem kontinuierlichen Glühen des Stahls B,

Fig. 9 ein Schaubild zur Erläuterung der mit verschiedenen Zwischentemperaturen T erhaltenen Eigenschaften, wobei die Zwischentemperatur T am übergang zwischen der primären und der sekundären Abkühlung bei kontinuierlichen Glühen der Stähle A und B ist, und

Fig. 10 ein Schaubild zur Erläuterung der Auswirkungen auf das erhaltene Festigkeitsverhältnis durch Lagern und Wiedererwärmen mit niedriger Temperatur beim kontinuierlichen Glühen des Stahls C (warm- und kaltgewalzt).

Figur 3 zeigt den Heizzyklus beim kontinuierlichen Glühen gemäß der JP-PS 15 046/77, wobei T' = maximale Aufheiztempera-

3Q tür, T_ = Ausgangstemperatur für die rasche Abkühlung, und wobei während des Zeitraums zwischen t.. und t₂ (t₁ -4 t₂) der Stahl langsam abgekühlt oder bei der Temperatur gehalten wird, während das Carbid gelöst und der Kohlenstoff in fester Lösung in dem Ferrit gelöst wird. Wenn dann der Stahl von T» rasch abgekühlt wird, bleibt der gelöste Kohlenstoff in dem Ferrit erhalten, so daß die nachfolgende Carbidausfällung (T. ·> T₅, t. -> t₅) wirksam erfolgt.

909851/092«

Γ - 13 -

Der erfindungsgemäße Aufheizzyklus ist in Figur 2 dargestellt, wobei bei der Temperatur T- eine Unterteilung in die α-Phase und die γ-Phase vorliegt und in der α-Phase etwas Kohlenstoff gelöst ist. Während der Abkühlung von der Temperatur T₁ mit π der primären Abkühlgeschwindigkeit R₁, insbesondere T₁ - T_ und t₁ - t„, kann der gelöste Kohlenstoff in der α-Phase in großem Umfang in der nicht umgewandelten γ-Phase konzentriert werden, um diese zu stabilisieren. Wenn die Zwischentemperatur T zu hoch ist, wird die Konzentration unzureichend, wäh-

IQ rend, falls andererseits die Temperatur zu niedrig ist, sich die γ-Phase in eine feine Perlitphase umwandelt. Daher soll die Zwischentemperatur in einem geeigneten Bereich liegen, insbesondere 42O°C <_ T <. 700°C. Wenn die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁ außerordentlich groß ist, wird die Diffusion gehemmt, durch die sich der Kohlenstoff in der α-Phase in die γ-Phase umwandelt. Daher erfolgt die primäre Abkühlung in vorteilhafter Weise etwas langsamer. Wenn jedoch die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁ zu klein ist, so erfolgt die Umwandlung der γ-Phase in Perlit bei relativ hoher Temperatur in dem Abkühlvorgang vorzeitig, so daß sich eine merkliche Reduktion des Anteils der γ-Phase ergibt, die schließlich die Schnellkühl-Umwandlungsphase bilden kann. Daher sollte die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁ in dem nachstehenden Bereich liegen: 1 C/sec <_ R₁ £, 30 C/sec, vorzugsweise 1 C/sec ^R. < 25°C/sec; vgl. Figur 8, die eine geringfügige Abnahme der Dehnung bei Zunahme von R₁ bis zu 25°C/sec zeigt.

Danach wird die sich noch bei einer Temperatur T befindliche γ-Phase rasch auf die Temperatur T₂ oder niedriger abgekühlt, um die γ-Phase in eine Schnellkühl-Umwandlungsphase zu überführen (T„ ist die Temperatur, bei der die Schnellkühl-Umwandlungsphase vollständig ausgebildet ist, und beträgt insbesondere 200⁰C). Daher sollte die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R- höher liegen. Wenn die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R„ zu klein ist, so bildet sich die Schnellkühl-

809851/0928

Umwandlungsphase nicht aus und man erhält feines Perlit. Wenn andererseits die Abkühlungsgeschwindigkeit R» zu hoch ist, so bleibt der Kohlenstoff in dem Ferrit bei T gelöst und man erhält eine verminderte Dehnbarkeit, und durch thermische Spannungen kann die Form des Bleches nachteilig verändert werden. Daher sollte die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₂ in dem nachstehenden Bereich liegen: 4°C/sec £ Rp <L 1OO°C/sec, wobei im Hinblick auf die Dehnungen gemäß den Figuren 7 und 8 4°C/sec £ R < 9O°C/sec bevorzugt ist, da R- bei 100 C/sec am Rande für eine verminderte Dehnung liegt.

Wenn ferner die Bedingung R^ < R„ erfüllt ist, ist die Umwandlung der γ-Phase bei der Temperatur T vollständiger als in dem Fall, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit unterhalb der Zwischentemperatur T höchstens bei R₁ (insbesondere R₁ > R_?) gehalten wird.

Aus dem Vorstehenden ergibt sich das Wesen der vorliegenden Erfindung, nämlich, daß bei der Herstellung von zweiphasigem Stahl durch Erhitzen in der Zweiphasen (α + γ)-Temperaturzone mit anschließendem Abkühlen die Abkühlung so erfolgt, daß der Hochtemperaturbereich und der Niedertemperaturbereich beim Abkühlen verschiedene Funktionen erfüllen; der Hochtemperaturbereich soll eine Konzentration des Kohlenstoffs in der γ-Phase ermöglichen, während der Niedertemperaturbereich die Bildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase ermöglichen soll.

Die Werte für die Zwischentemperatur T, die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁ und die sekundäre Abkühlungsgeschwin digkeit R- sind durch Versuche festgelegt worden, um, wie die nachstehenden Beispiele erläutern, die Anforderungen an das niedrige Festigkeitsverhältnis und die hohe Dehnbarkeit

35 _zu erfüllen.

909851/0928

j Figur 4 zeigt die Beziehung zwischen der raschen Abkühlungsgeschwindigkeit und der Ausgangstemperatur für die Schnellkühlung gemäß der JP-PS 15 046/77 im Vergleich zu der Beziehung zwischen der Abkühlungsgeschwindigkeit und der Ausgangstemperatur für die Schnellkühlung gemäß der Erfindung; aus diesem Vergleich ergeben sich die Unterschiede zwischen der Erfindung und dem Stand der Technik, insbesondere im Hinblick auf die technischen Grundlagen, die Aufgabenstellung und die Ergebnisse.

Beispiel 1

Ein mit Al-beruhigter Stahl mit der chemischen Zusammensetzung gemäß Tabelle I wird einer üblichen Endbearbeitung durch Warmwalzen (Endbearbeitungstemperatur = 900 C) unterworfen

Ig und bei 550 C aufgewickelt, so daß man ein 2,7 mm dickes, warmgewalztes Stahlband erhält. Dieses warmgewalzte Stahlband wird weiter mit 70 % Reduktion kaltgewalzt und man erhält ein kaltgewalztes Stahlband von 0,8 mm Dicke. Das kaltgewalzte Stahlband wird in der Zweiphasenzone (α + γ) erwärmt und unter den kontinuierlichen Glühbedingungen gemäß Tabelle II abgekühlt. Die erhaltenen Eigenschaften sind in der gleichen Tabelle aufgeführt.

Die Beziehung zwischen den Abkühlbedingungen und den erhaltenen Eigenschaften ist deutlich in Figur 5 dargestellt, die die Ergebnisse gemäß Tabelle II graphisch darstellt. Die Einstellung der Abkühlbedingungen erfolgt durch Steuerung der Kühlung mit dem Luftstrahl. Die Äbkühlungsbedingung (1) gibt eine monotone Abkühlung wieder, bei der die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen 800 und 200 C etwa 4,3 C/sec beträgt; die Abkühlungsbedingung (2) legt ebenfalls eine monotone Abkühlung fest, bei der die Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen 800 und 20O⁰C etwa 15°C/sec beträgt, und diese beiden Abkühlungsbedingungen entsprechen dem Stand der Technik. Dagegen legt die Abkühlungsbedingung (3) eine Abkühlung fest, bei der die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁

909851/0928

bis hinunter zur Zwischentemperatur T (500 C) etwa 9°C/sec beträgt und die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R„ von 5OO°C bis hinunter zu 2OO°C etwa iO°C/sec beträgt. Insbesondere ist die Abkühlungsgeschwindigkeit von 800⁰C bis zu 500⁰C die gleiche wie bei der Bedingung (1), und die Abkühlungsgeschwindigkeit von 500 C bis zu 200°C ist die gleiche wie bei der Bedingung (2). Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit über die gesamte Abkühlung von 800⁰C bis hinunter zu 200⁰C gemittelt wird, so beträgt die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit 9,4 C/sec, d.h. einen Zwischenwert zwischen der Bedingung (1) und der Bedingung (2).

Ausgehend von den Kenntnissen und der Erfahrung des Fachmanns ist vorherzusagen, daß die Zugfestigkeit zunimmt, die Streckfestigkeit abnimmt (es ist im allgemeinen anzunehmen, daß die Schnellkühl-Übergangsphase sich leichter ausbildet, da die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit für die gesamte Abkühlung zunimmt), und daß die Dehnung abnimmt und zwar entsprechend der Reihenfolge der Bedingungen (1) ·*- (3) -»- (2) entsprechend

20 der Reihenfolge der mittleren Abkühlungsgeschwindigkeiten für die gesamte Abkühlung.

Im Gegensatz hierzu zeigen die Ergebnisse, daß die Zugfestigkeit am höchsten und die Streckfestigkeit am niedrigsten ist (daher ist das Festigkeitsverhältnis am niedrigsten), wobei unter der Bedingung (3) eine hohe Dehnbarkeit aufrechterhalten wird.

Beispiel 2

30 Ein mit Al-Si beruhigter Stahl B mit der Zusammensetzung

gemäß Tabelle III wird einer üblichen Endbearbeitung durch Warmwalzen (Endbearbeitungstemperatur = 880 C) unterworfen und bei 62O°C aufgewickelt, so daß man ein 1,6 mm dickes, warmgewalztes Stahlband erhält; dieses wird unmittelbar weiter in der Zweiphasenzone (α + γ) erwärmt und unter den Bedingungen gemäß Tabelle XV abgekühlt. Die erhaltenen Ergeb-

909851/0928

292A340

- nisse sind in der gleichen Tabelle aufgeführt. Die Beziehung zwischen den Abkühlungsbedingungen und den erhaltenen Eigenschaften sind in Figur 6 dargestellt. Wie sich deutlich aus den Ergebnissen zeigt, kann man die beste Materialqualität

c eines zweiphasigen Stahls erhalten, wenn die erfindungsgemäße Abkühlungsbedingung (3) ebenso wie bei dem kaltgewalzten Stahlblech gemäß Beispiel 1 angewendet wird.

Beispiel 3

.η Das in Beispiel 1 erhaltene kaltgewalzte Stahlblech sowie das in Beispiel 2 erhaltene warmgewalzte Stahlblech werden jeweils nach dem kontinuierlichen Glühen mit verschiedenen primären Abkühlüngsgeschwindigkeiten R₁ und sekundären Abkühlungsgeschwindigkeiten R„ abgekühlt, wobei die Zwischentemperatur T auf 52O°C oder 53O°C eingestellt wird. Die Ergebnisse sind in Tabelle V und VI aufgeführt. Die Einstellung der Abkühlungsgeschwindigkeit erfolgt in den meisten Fällen durch Steuern des Luftstrahls. Jedoch kann ein Strahl eines Gemisches aus Luft und Wasserdampf verwendet werden, wenn eine höhere Abkühlungsgeschwindigkeit erwünscht ist, oder es können einige zusätzliche Stahlbleche übereinandergelegt werden, wenn eine geringere Abkühlungsgeschwindigkeit erwünscht ist. Die Ergebnisse in den Tabellen V und VI sind in den Figuren 7 bzw. 8 graphisch dargestellt.

Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit R. O,5°C/sec beträgt, so

ist es in beiden Fällen unabhängig von der sekundären Abkühlungsgeschwindigkeit R„ unmöglich, ein niedriges Festigkeitsverhältnis zu erzielen. Wenn andererseits die Abküh-3Q lungsgeschwindigkeit R₁ 40 C/sec beträgt, so kann man ein niedriges Festigkeitsverhältnis erhalten, doch ist die Dehnung merklich verschlechtert. Aus diesen Gründen wird die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁ durch den nachstehenden

Bereich festgelegt: 1°C/sec < R₁ < 30°C/sec. Im Hinblick auf

■ ι

die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R_? erniedrigt sich das Festigkeitsverhältnis merklich, wenn R₁ < R , und der untere Grenzwert für R„ wird durch das Beispiel auf 4°C/sec

L J

909851/0928

Γ Π

" ¹⁸ " 2324340

•j festgelegt (Fig. 8) . Wenn andererseits die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R„ 150 C/sec erreicht, so nimmt die Dehnung unabhängig von R₁ ab. Daher sollte die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R„ die nachstehende Bedingung erfül-

₅ len: 4°C/sec _< R₃ < 100°C/sec und R < R₃.

Beispiel 4

Die gleichen Stahlbleche wie bei Beispiel 3 werden kontinuierlich geglüht und mit verschiedenen Zwischentemperaturen T

IQ abgekühlt; die Ergebnisse sind in Tabelle VII und Figur 9 dargestellt. Wenn die Zwischentemperatur T höchstens 400 C beträgt, so kann ein gewünschtes, niedriges Festigkeitsverhältnis nicht erreicht werden und wenn die Zwischentemperatur T über 700 C liegt, so verschlechtert sich die Dehnung, oder es kann kein niedriges Festigkeitsverhältnis erhalten werden. Daher sollte die Zwischentemperatür gemäß Figur 9 in dem nachstehenden Bereich liegen: 42Ο C < T _< 700 C, vorzugsweise 44O°C < T < 68O°C (vgl. Tabelle VIl).

20 Beispiel 5

Warmgewalzte Stahlbleche mit niedrigem Kohlenstoffgehalt werden bei der Herstellung unter verschiedenen Bedingungen in der Endbearbeitung warmgewalzt und aufgewickelt und direkt oder nach dem Kaltwalzen dem zweiphasigen (α + γ) kontinuierlichem Glühen und Abkühlen unterworfen, und Änderungen der Materialeigenschaften aufgrund kurzzeitiger erneuter Erwärmung bis höchstens 350 C oder durch Lagern bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle VIII aufgeführt, und die Änderungen des Festigkeitsverhältnisses sind insbesondere in

30 Figur 10 dargestellt.

Wenn das Warmwalzen unter den üblichen Endbearbeitungs- und Aufwickelbedingungen erfolgt, erhöht sich das Festigkeitsver-

3 UI

hältnis/0,6 oder mehr aufgrund der kurzzeitigen Wiedererwärmung oder dem Lagern, wenn jedoch das Aufwickeln bei höheren Temperaturen erfolgt oder das Walzen in der Zweiphasenzone

909851/0928

(α + γ) beendet wird, werden aus den nachstehenden Gründen unter 0,6 liegende Festigkeitsverhältnisse sichergestellt. Das Aufwickeln bei hoher Temperatur oder die Endbearbeitung in der Zweiphasenzone (α + γ) beim Warmwalzen gewährleistet die Perlitphase (oder Zementit), bei der C und Mn bereits vor dem kontinuierlichen Glühen konzentriert worden sind, und zu dem Zeitpunkt, wenn diese Phase in der Zweiphasenzone (α + γ) wiedererwärmt und zurück in die γ-Phase umgeformt werden, werden C und Mn in der γ-Phase wesentlich konzen-

•jO triert. Die Konzentration in die γ-Phase der Bestandteile wird weiter während der primären Abkühlung gefördert. Dadurch würde am Ende die Schnellkühl-Umwandlungsphase, insbesondere das Martensit ähnlicher einem Doppelmartensit (dies wird gebildet, wenn eine γ-Phase mit relativ hohem Gefüge rasch abgekühlt wird) und nicht eine Lattenmartensit werden (das gebildet wird, wenn eine γ-Phase mit relativ niedrigem Gefüge rasch abgekühlt wird und eine hohe Versetzungsdichte aufweist) , so daß die Zersetzung des Martensits bei etwa 300 C, insbesondere die Carbidausfällung in der Martensitphase, verzögert wird. Die Carbidausfällung tendiert an den Versetzungen als Fällungskerne stattzufinden, so daß die Zersetzung des Martensits bei etwa 300 C in einem Lattenmartensit mit hoher Dichte der Versetzungen in kürzerer Zeit erfolgen würde, während die Zersetzung in dem Doppelmartensit einen längeren Zeitraum erfordern würde. Dieses Beispiel zeigt, daß das Aufwickeln bei hoher Temperatur oder nur die Endbearbeitung beim Warmwalzen in der Zweiphasenzone (α + γ) das Festigkeitsverhältnis eines zweiphasigen Stahls stabil hält, der durch kontinuierliches Glühen oder durch Abkühlen bei niedrigeren Werten hergestellt worden ist, und zwar selbst dann, wenn ein rasches Abkühlen im Temperaturbereich bis höchstens 350 C nicht erfolgen kann. Der untere Grenzwert für die hohe Temperatur beim Aufwickeln liegt bei 67O°C, denn unterhalb diesem Wert wird gemäß Tabelle VIII nicht der gewünschte Effekt erzielt. Wenn andererseits die Aufwickeltemperatur 780 C übersteigt, treten eine übermäßige Kornvergrößerung

909851/0928

Γ Π

1 und Schwierigkeiten bei dem nachfolgenden Entzundern auf.

Der obere Grenzwert liegt daher bei 780 C. In den Fällen, wo die Endbearbeitung in der Zweiphasenzone (α + γ) erfolgt, liegt der obere Grenzwert der Endbearbeitungstemperatur bei

c 82O°C und der untere Grenzwert bei 720 C; dieser besonders wirksame Bereich ist in Tabelle VIII dargestellt. Selbst unterhalb 72O°C ist der Effekt zu beobachten, doch die Walzlast beim Walzen nimmt stark zu. Daher sollte der untere Grenzwert vorzugsweise bei 720 C liegen.

Aus diesem Beispiel ergibt sich deutlich die Notwendigkeit, als Hilfsmaßnahme das Aufwickeln bei hoher Temperatur und das Endbearbeiten in der Zweiphasenzone (α + γ) vorzunehmen, wenn das erfindungsgemäße Verfahren mit einer kontinuierlich arbeitenden Glühvorrichtung mit einer vorstehend erwähnten Überalterungszone durchgeführt wird; gleichzeitig muß nicht auf 200⁰C oder darunter mit der Abkühlungsgeschwindigkeit R„ abgekühlt werden, doch es genügt, mit R_? auf 350 C oder darunter abzukühlen.

Beispiel 6

Verschiedene Eigenschaften von Stahlblechen mit unterschiedlichen Anteilen an C, Si und Mn nach dem kontinuierlichen Glühen sind in Tabelle IX aufgeführt. Wenn der Kohlenstoffgehalt 0,02 % und der Mangananteil 0,5 % beträgt, so kann das gewünschte, niedrige Festigkeitsverhältnis nicht erzielt werden. Wie mit den Ausführungsbeispielen der Erfindung erläutert, sind mindestens 0,03 % Kohlenstoff und mindestens 0,8 % Mn erforderlich, um eine Zweiphasenstruktur zu erhalten. Wenn jedoch die Anteile an C und Mn zu groß sind, so nimmt die Schweißbarkeit tendentiell ab. Daher beträgt der obere Grenzwert für den C-Anteil vorzugsweise 0,12 % und der des Mn vorzugsweise 1,7 %. Wenn mindestens 0,9 % Si und genügend C und Mn enthalten ist (Stähle J und K in Tabelle IX), erhält man die Zweiphasenstruktur bereits vollständig durch einfaches Abkühlen nach dem kontinuierlichen Glühen, so daß

909851/0928

* selbst beim erfindungsgemäßen Abkühlen kein merklicher Effekt bezüglich der Absenkung des Festigkeitsverhältnisses und keine weitere Verbesserung der Zugfestigkeit und der Dehnung erhalten werden können. Daher ist es erfindungsgemäß ausreichend, daß der Si-Gehalt die Bedingung Si = 0,8 % erfüllt. Der erfindungsgemäße Stahl kann in einem offenen Gestell eines Hochofens, in einem Konverter oder in einem Elektroofen oder dergleichen, hergestellt werden, und wenn ein Stahl mit relativ niedrigem Kohlenstoffgehalt gewünscht wird, so

.jQ kann eine Vakuumentgasung vorgenommen werden. Als Stahl können ein unberuhigter Stahl, ein gedeckelter Stahl, ein halbberuhigter Stahl oder ein beruhigter Stahl eingesetzt werden. Wenn eine erhöhte Verformbarkeit, beispielsweise eine hohe Biegefestigkeit, erforderlich ist, können 0,05 % oder weniger der Seltenen Erdmetalle, Zr oder Ca zugegeben werden, um die Form der nichtmetallischen Sulfideinschlüsse zu steuern. Als Gießverfahren können das übliche Flußgießverfahren oder ein kontinuierliches Gießverfahren eingesetzt werden.

Aus dem Vorstehenden ergibt sich, daß erfindungsgemäß aus relativ niedrig legiertem C-Mn-Stahl ein zweiphasiger Stahl mit niedrigem Festigkeitsverhältnis, hoher Zugfestigkeit und hoher Dehnbarkeit hergestellt werden kann. Erfindungsgemäß stimmt der Temperaturbereich für das kontinuierliche Glühen mit dem Temperaturbereich überein, in dem die zweiphasige Struktur (α + γ) in der speziellen Stahlzusammensetzung vorliegt, insbesondere im Bereich von 730 bis 900°C.

3Q Das erfindungsgemäße Verfahren kann auf zweiphasigen Stahl angewendet werden, auf den eine Metallbeschichtung durch Schmelztauchen aufgebracht werden soll. In diesem Fall wird das Stahlband durch einen Abschnitt eines Schmelztauchbehälters geführt, der auf der Zwischentemperatur T gehalten wird, * die am Übergang zwischen dem primären und dem sekundären Abkühlen gemäß Figur 2 liegt.

809851/0928

ι Beispielsweise wird beim Schmelztauchverfahren mit Zink der Schmelztauchbehälter normalerweise auf 460 bis 500 C gehalten und das Stahlband durch den Behälter innerhalb mehrerer Sekunden geführt. Diese Betriebsbedingungen sind besonders

C- vorteilhaft bei der vorliegenden Erfindung, und als besonders vorteilhaft wird angesehen, daß die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung lediglich einen geringen Anteil an Si oder gege benenfalls überhaupt kein Si enthält, denn ein Si-Anteil ist bei der Zinkbeschichtung nachteilig.

Tabelle I

Analyse des Stahls A (Gewichts-%)

Stahl	C	0	Si	Mn	P	S	°r	Al
A	0,052	,01	_M8	0,010	0_f007	023

mit Al beruhigter Stahl, O,8 mm dick, kaltgewalzt

909851/0928

co cn

ro cn

cn

CD O CO OO

CO IS>

Tabelle II

Kontinuierliche Glühbedingungen und Eigenschaften des Stahls A

kontinuier liches Glühen	.U)	Kühlbedingungen	YS kg/mm2	TS El kg/mm² %	YS/TS	Anm.
800°C 1 min	(2)	80O⁰C^OO⁰C mittl. Kühlge- " schwindigkeit 4,3°C/sec	28_r0	39,5 36,0	0,71	konventionelle einfache Kühlung
8QO⁰C 1 min	(3)	800°C ^200⁰C mittl. Kühlge schwindigkeit 15^QC/sec	24,2	4l_f0 32,8	O₁59	einfache Kühlung
800°C 1 min	R₁ = 9°C/sec 50O⁰C^OO⁰C R₂ = 10°C/sec	18 j 5	43,5 35,7	0,42	erfindungs gemäße Kühlung

(YS₅ Streckfestigkeit, TS: Zugfestigkeit,, El: Dehnung

CD CD

- 24 Tabelle III

~1

Analyse des Stahls B (Gewichts-%) 2924340

Stahl'	O	C	Si	¹I	Mn	0	P	S	Al
B '	,091	0,44	54	_r012	0,005	0_f026.

10

mit Al-Si beruhigter Stahl, 1,6 mm dick, warmgewalzt

Tabelle IV

Kontinuierliche Glühbedingungen und Eigenschaften des Stahls B

15

20 25

'kontinuier liches Glü hen	(D	Kühlbedingungen	YS₂ kg/ran	TS kg/mm	El %	YS/TS	Anm.
780⁰C 2 min	(2)	78o°c->-2oa⁰c mittl.Kühlge- schwindigkeit 3⁰G/see	38_f9	52,1	32.0	0,75	- konventionel le einfache Kühlung
780⁰C 2 min	(3)	780°C->200°C nri/fet 1. Kühlge- schwindigkeit 8,5°C/sec	35_f3	53,0	31,1	0_;67	konventionel le einfache Kühlung
780°C 2 min	780°O+550°C Rl = 4.8°C/sec 550°C-i-200^oC R2 = 6°C/sec .	25,7	57,2	33_?5	0,45	erfindungs gemäße Kühlung

30

(YS: Streckfestigkeit, TS: Zugfestigkeit, El: Dehnung)

35

809861/0928

ORIGINAL INSPECTED

- 25 -

Tabelle V

Änderungen der Kühlbedingung nach dem kontinuierlichen Glühen und Eigenschaften des Stahls A

800°C-»^:520^oC	I I	9	520°C-*200°C	TS	YS/TS	0_f73	El	I J
Primäre Kühl-			sekundäre Kühl	/ 3		0_?74	■ %	Anm. ·
geschwindig-		geschwindig	»&$£/ ΏΐϊΙ*~		0,74
keit		keit		-	0.70	.36,5
R °G/sec		R₀ °C/sec		0-71	36_r3
■."■'*	15	2	39,0	0.71	' 35,0
		6	40,0	0,68	34,8
0,5		30	41,9 '	0,43	28_r5
	40	85	42,8	0,46	36,0
		150	39,5	0,49	35,5
	3	39,6	0,61	35_r6
5	43,4	0,47	33,8
10	44,5	0,48	27,5	Erfindung
85	46,0	0,46	33,0	Erfindung
150	41,1	0,58	32,8
- 10	44,0	0₇56	32,5
30	45,5	0,55	24_T9	Erfindung
85	47,6		26_f5	Erfindung
150	46_f5		22,5
10	48,3	22_r0
85	48_f5
150

kontinuierliches Glühen: bei 8OO°C für 1 min Zwischentemperatur T = 52O°C

805851/0928

Tabelle VI

Änderungen der Kühlbedingung nach dem kontinuierlichen Glühen und Eigenschaften des Stahls B

760°C*530°C	0,5	530⁰O20Q°C	TS kg/rnra^	YS/TS	-	Änm.-	1 i I	-
Primäre Kühl geschwindig keit R "r/sp^		sekundäre Kühi ge schwind igke it R₂ °C/sec			El	f
X			49,0	0_T75
		2	49,8 -	O;77	34,5	Erfindung
	3	15	52,5	0,77	34j0'	Erfindung
	70	53,0	0,74	32.3	Erfindung
	150	49,8	0,74	23,9
	2	52,0	0,53	33,5
5 ·	5	54,9	0,49	34_;6	Erfindung
	20	56,0	0,48	34,1	Erfindung
	80	57,9	0_f49	32,0	■
25	150	52 j 4	0,75	22_r5	Erfindung
	3	57,0	0,46	31,9	Erfindung
40	6	59,8	0,47	33,8
	50	54,2	0_T64	33,2
7	58,0	0,52	31_r2
30	59,7 62,0	0,49 0,51	30_f5
70 150	64,1	0,55 0,57	28.5 20.1
15 150			19,1

kontinuierliches Glühen: bei 76O°C Zwischentemperatür T = 530°C

mm

_J

809851/0928

-27 -

Tabelle VII

2324340

Änderungen der Zwischentemperatur T beim Kühlen nach dem kontinuierlichen Glühen und Eigenschaften der Stähle A und B

Stahl A: Kontinuierliches Glühen: bei 8OO°C für 1 min

	Zwischen temperatur ,T ⁰C	sekundäre Kühlgeschwin digkeit f2 °C/sec	YS/TS	El	Anm.
Primäre Kühi ge schwindig- keit R₁ °C/sec	360 '	15	0.72	35.5
" 8	400	15 .	0.71	35.0
8	450 ■	15	0.46	36.5	Erfindung
10	500 520.	11 · 12	0.42 0.43	35.5 35-4	Erfindung Erfindung
VO VO	600 680 750	18 12 12	0.48 0.52 0.70	35.4 35.6 35.0	Erfindung Erfindung
7 4 8

Stahl Br kontinuierliches Glühen: bei 76O°C für 3 min.

Primäre Kühl-	Zwischen-	sekundäre	YS/TS	El	Anm.	33,5
geschwindig-	Temp.	Kühlgeschwin		a		3 3; 7 Erfindung
ke'it	T ⁰C	digkeit . ,				3 3 j 6 Erfindung \|
R₁ °C/sec		R₇ °C/sec	0,66		33 j 3 Erfindung
7	400	10	0_;45	3 ^ j 0 Erfindung ' j
7	440	10	0_;46	33 ;1 Erfindung j
5	530	7	0_;45	24_r5
3	550	7	0.48
2	650	10	0_;49
2	670	15	0,53
4	730	40

909851/0928

03 CTI

cn

Tabelle VIII

Auswirkungen der Wiedererwärmung bei niedrigen Temperaturen und Nachbehandlung auf die Eigenschaften

des Stahls C

Warmwalzen unter verschiedenen Bedingungen und mit kontinuierlichem Glühen Zusammensetzung des Stahls C (Gew.-%): C O,O83; Si 0,32; Mn 1,40; P 0,011, S 0,006 Al 0,035

CD O CQ

α» cn

CD CD

4-)

H ,* «J O

cn _

CM

tu .M cn u

Λ #

co

O -^D O

Typ

Hochtemperaturkühlung

üblich

Zweiphasenend-

bearbeitung

Hochtemperaturkühlung

üblich

Zweiphasenendbearbeitung

warmwalzen

Eiidbear-

beitungs-

Temp. Kühlung

T⁰C

920
900
880

880

'820'
780
750
720

780 730 670

600

55Ö"

530 520 500

920
900
880

880

820
780
Y!J0
720

780 730 670

600

550 530

500

ontinuierliches Glühen ei 78O⁰C für 2 min

°C/sec.

C °C/sec.

11

- abgekühlt

TS

52,6 53,8 53,3

52,4 54,7

5718 58,9

0,39 0,39 0,42

0.46

0,48 0,44 0,47 0,51

55,2 55,5 55,0

54,3

56,ί"

58,3 8 58,6

0,38

0,44

0,48 OJ12 0)46

'El

35,0

35,5 34,8

34,5

34,7 34,0 32,3 31/1

34,2 34

33,8

'33,8 33,0 32,1 31,0

βζβο/iseetie

VJl VJIVJI VJl VJl VJIVJlVJl

r ro

VOOVOVJl VJl COVOVO

O O O O

vji vji VJiVJi

O O O O

UJ UJ UJ U) UJ UJUJUJ Γν) UJ-U)Jr Jr VJIVJlVJl

ro ο co ro vji ο ro ο

vji vji vji vji vji vn vji vn

CN CTvVJl Jr' ro U) U) U)

vji —j ro cn j=- ο cduj

OOOO O OOO «·■».·» ^, -«. «. ·· ^

VJl VJI VJI VJl —3 JrVJlJr VJl ro CTvJr U) COl-'VJl

■ I
UJ U) U) U) ' U) U) U) U)

rorouJUJ Jr Jrjrvjl

(X) CTi COvO

νονομ

VJIVJIVJIVJI VJl VJIVJIVJl —■5 C\ JrU) H IUWH

co ro vo ro ο vji onvji

OOOO O

O O

VJIVJIVJIVJI CTv VJIJrJr

σ\ ro vji vji vji rovncrv.

U)U)U)UJ U) U)U)U)

1-¹U)JrVJl VJI VJl CTvCTv

COVO co ro ο ro M M

vjivnvjivji vn vjivjivji -<3 CAU) u) ο . ro ro M

wrocoH vo

OOOO O -OOO

VJIVJIVJIVJI CTv ONCTv Jr

vji-< ro

U)U)UJUJ U) U)U)U) (-■UJVJIVJI.VJI iVJlONCTi

CTNCOOO 'jr VJI ΓΟ O

oa

C ro

co

Mi

in

OJ O O

a o

H-

rt

Ml

'(B

tr

ii-OJ

S¹

O (D ο 3 O

rt co (D rl-

- ez -

	Bestandteile	Si	Mn	35	Warmwalzen	-KOhI- tempS, ⁰C	Tabelle	IX	C 1 min-	^Ri °C/sec	Glühen	°C/sec	TS . ρ	YS/TS	El	Anm.
Stähle	C			69	Sndbearb. temp.,⁰C		kontinuierliches	1 min	Kühlen	T⁰C R_		kg/imr		%
		0,02		54		700	Dauer- : temp.& Zeit	1 min	8	15°C/sec*	15	34,1	0,72		40,3
D**	0,02	0,51	1/		900	720 '			Kühlen	550		33,0	.0,67	42,5 ζ
E**	0,04	0,32	O₇	90	890	700 ί	800°	2 min	8	10°C/sec*	10	46,8	0,57 0,40	34,2 35,5 «
ρ**	0,09			30	900		wc	3 min	Kühlen	500		35,9	0,71	42,9
G		0,45	0/			740	3QQ⁰C		9	10°C/sec*	10	35,6	0,72	43,0 ^
H	0,08	O₇ 73		VU	910	690		2 min	Kühlen	550		40,3 41,8	0,74 0,56	36,2 37,2 €
	0,10			55	880		35O⁰C	3 min,	6	13°C/sec*	13	56,2 58,4	0,66 0,41	33,8 <£
I		O₇ 02		59		620	32O⁰C	1 min	Kühlen	580		56,2	0,56	31,5
J	0,09	0,93			870	600			4	8°C/sec*	8'	60,1	0,38	33,2 C
K**	0,11				890	600	/7O⁰C	Kühlen	520		66,2 "66,4	0,40 0,3?	29,5
	0,12				890		8OQ⁰C	3	6°C/sec*	6	94,0 92,8	0,41	17,2 17,6©
						800°C	Kühlen	500
					3	6°c/sec*	6
		Kühlen	500
	7	9°C/sec*	10
	500





)



CO K> 4>
OO -F- O

1 Anm.:

*) durchschnittl., einfaches Kühlen

**) bedeutet 0,8 mm dicke, kaltgewalzte Stahlbleche (D, E, F, K) ; die anderen sind 2 mm dicke warmgewalzte Stahlbleche (G, H, I, J)

/gj bedeutet die kontinuierlichen Glüh- und Kühlphasen gemäß der Erfindung; die anderen sind wie üblich einfach gekühlt.

909851/0928

Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung zweiphasiger Stahlbleche durch Warmwalzen von Stahl, enthaltend 0,03 bis 0,12 % C,

20 höchstens 0,8 % Si und 0,8 bis 1,7 % Mn sowie als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen, und durch kontinuierliches Glühen des warmgewalzten Stahlblechs bei 730 bis 900°C, dadurch gekennzeichnet, daß man das kontinuierlich geglühte Stahlblech unter den nachstehenden

Bedingungen abkühlt:

1°C/see < R₁ < 30°C/sec (1)

wobei R₁ = mittleren Kühlgeschwindigkeit von der kontinuier-30 liehen Glühtemperatur bis zu einer Zwxschentemperatur T⁰C bei dem Kühlvorgang,

4°C/sec < R₂ < 1OO°C/sec (2)

wobei R₂■= mittlere Kühlgeschwindigkeit von T⁰C bis zu höchstens 20Q°C, mit

3033S1/0328

1 R₁ < R₂ (3)

und

42O°C <_ T < 7OO°C (4)

so daß man ein hochfestes, zweiphasiges Stahlblech mit niedrigem Festigkeitsverhältnis und hoher Dehnbarkeit erhält, das hauptsächlich eine fefritische Phase und eine rasch abgekühlte Transformationsphase sowie eine ausgezeichnete Verformbarkeit mit mindestens 40 kg/mm² Zugfestigkeit aufweist. 10

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die sekundäre Kühlgeschwindigkeit R„ eine mittlere Kühlgeschwindigkeit von T⁰C bis hinunter zu höchstens 35O°C bildet.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch Aufwickeln des warmgewalzten Stahlbleches und langsames Abkühlen des aufgewickelten Stahlbleches.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Aufwickeln bei 670 bis 78O°C erfolgt.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Warmwalzen bei 720 bis 82O°C beendet wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Kühlen nach dem kontinuierlichen Glühen erfolgt und das Stahlblech zur Oberflächenbeschichtung durch geschmolzenes Metall geführt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekennzeichnet durch Kaltwalzen vor dem kontinuierlichen Glühen.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, gekennzeichnet durch

1°C/sec < R₁ < 25°C/sec

909851/0928

4°C/sec < R < 90°C/sec und

44O°C < T < 68O°C.

909851/0928