NL8006798A

NL8006798A - Werkwijze voor het vervaardigen van een stalen plaat, waarbij het staal uit twee fasen bestaat.

Info

Publication number: NL8006798A
Application number: NL8006798A
Authority: NL
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1979-12-15
Filing date: 1980-12-15
Publication date: 1981-07-16
Also published as: BR8008153A; SE8008717L; BE886583A; FR2472022B1; US4394186A; GB2070058B; IT1129435B; FR2472022A1; JPS5687626A; JPS5850300B2; CA1139644A; NL184480B; GB2070058A; IT8068908A0; NL184480C; SE437852B; DE3046941C2; DE3046941A1

Description

* A

-1- 21663/Vk/ts

Aanvrager: Nippon Steel Corporation, te Tokio, Japan.

Korte aanduiding: Werkwijze voor het vervaardigen van een stalen plaat, waarbij het staal uit twee fasen bestaat.

5 De uitvinding heeft betrekking op een werkwijze voor het vervaar digen van een stalen plaat, waarbij het staal uit twee fasen bestaat, in hoofdzaak een ferrietfase en ten minste een snel af te koelen getransformeerde fase, gekozen uit een martensietfase, bainietfase en een vastgehou- p den austenietfase en met een treksterkte die niet lager is dan 40 kg/mm", 10 een goede vervormbaarheid en een hoge. harding door kunstmatig verouderen na vorming.

De aanduiding "staal uit twee fasen" in deze beschrijving gebruikt, heeft betrekking op een staalsoort, waarvan het hoofdbestanddeel een ferrietfase is en ten minste een andere snel afkoelbare getransformeerde fase 15 aanwezig is,gekozen uit een martensietfase, een bainietfase en een "frastge-houden austenietfase. De aanduiding-"harding door kunstmatig verouderen" heeft betrekking op het verhogen van de trekspanning van een voorgetrokken stalen plaat door een later uit te voeren verwarming bij een temperatuur van 170 tot 200 °C. De aanduiding "lage rekverhouding" betekent dat de 20 verhouding niet meer is dan ongeveer 0,6,te weten de verhouding rekspan-ning/treksterkte.

In de automobielindustrie wordt er in de laatste tijd naar gestreefd om het gewicht van de voertuigen te verlagen teneinde een verlaging te bewerkstelligen van het brandstofverbruik. Om dit te bereiken is het nood-25 zakelijk om een stalen plaat te verkrijgen met een hoge sterkte feer verzekering van een voldoende hoge sterkte voor het voertuig, zelfs wanneer een dunne stalen plaat wordt toegepast, afgesteld op de gewichtsvermindering van de voertuigen. Conventionele staalplaten met een hoge sterkte hebben gewoonlijk een te hoge rekverhouding om het terugveren tijdens de vorming 30 in de pers te voorkomen en een te lage werk-hardingsexponent * hetgeen de n-waarde is, zodat de plaatselijke rek geconcentreerd is, en nekvorming wordt ontwikkeld in de stalen platen, hetgeen op merkbare wijze leidt tot het ontwikkelen van scheuren. Zodoende is het moeilijk gebleken om op ruime schaal stalen platen toe te passen met een hoge sterkte voor voer-35 tuigen ondanks het feit, dat het noodzakelijke gebruik hiervan is onderkend. Koud gerolde stalen platen met een hoge sterkte en met een tweefasestructuur, zijn bekend uit het Amerikaanse octrooischrift 3-951.696, eveneens ten name van aanvraagster, zodat de rekverhouding, hetgeen over- ft n0 6 79 8 -2- 21663/Vk/ts eenkomtv.met rekspanning/reksterkte, ongeveer 0,6 is of lager en vrij is van een verlenging van het rekpunt en een voortreffelijke vervormbaarheid onder persen heeft.

Het spanning-trekverband van de staalsoort beschreven in het Ameri-5 kaanse octrooischrift 3.951.696 en conventioneel staal met een hoge sterkte zal duidelijk worden uit fig. 1, waarbij symbool A en B respectievelijk de eerste en laatste staalsoort aangeeft. De volgende verschillen tussen de staalsoorten A en B bij het vormen in een pers, zijn karakteristiek en wordenftoegeschreven aan het verband spanning-trek. Ten eerste geldt, omdat 10 de rekverhouding van staal A lager is dan van staal B,de neiging van staal A om terug te springen lager is dan bij staal B. Ten tweede geldt, dat omdat de werk-hardingsexponent, hetgeen de n-waarde is, en de verlenging van staalsoort A hoger is dan die van staalsoort B, het kraken minder voorkomt in de eerste staalsoort dan in de laatste staalsoort. Verder is de rekspanning 15 verbeterd zelfs bij een laag niveau van de rek in staalsoort A, hetgeen leidt tot een stalen plaat met zeer voordelige eigenschappen met het oog op de vorming onder persen in vergelijking met staalsoort B. Ten vierde is de rekverhouding van-staalsoort A lager dan 0,6, hetgeen de voorkeur verdient bij de gebruikers van stalen platen voor automobielonderdelen. Het 20 is daarom te verwachten, dat dergelijke stalen platen zoals vermeld in het Amerikaanse octrooischrift 3-951.696 op grote schaal worden toegepast in de automobielindustrie.

De bovenvermelde waarden zijn saraengevat in tabel A.

25 TABEL A

rekspanning ' treksterkte homogene ver- totale ver— n-waarde rekspanning o 2 m (kg/mm ) (kg/mm ) lenging {%) lenging ($) treksterkte A 29,6 62,6 21,0 31,5 0,30 0,47 30------------ B 45,5 60,0_17_i_5_ 25,0_0,21 0,76

Door aanvraagster zijn ook werkwijzen voorgesteld ter bereiding van een staalsoort bestaande uit twee fasen in hieropvolgende Amerikaanse octrooi- schriften. Zo is in het Amerikaanse octrooischrift 3.951.696 een Si-Μη staal- 35 soort vermeld, die ongeveer 1 % silicium bevat en ongeveer 1,5 % mangaan, we&e staalsoort continu wordt gegloeid bij een temperatuursgebied van de twee-fasen structuur van ferriet (oL) + austeniet (Y). Dit temperatuursgebied wordt verder aangegeven als het alfa-gamma temperatuursgebied.

8006798

* V

-3- 21663/Vk/ts

In het Amerikaanse octrooischrift 4.062.700 is een staalsoort vermeld, die 0,1 tot 0,15 % koolstof bevat en ongeveer 1,5 % mangaan, welk staal heet wordt gerold op een zodanige wijze, dat de eindtemperatuur gelegen is in het èlfa-gamma-temperatuursgebied en daarna wordt het staal continu 5 gegloeid in het alfa-gamma-temperatuursgebied. Door het toepassen van de werkwijzen beschreven in de Amerikaanse octrooischriften 3.951.696 en 4.062.700, wordt de hardbaarheid van de austeniet (Y.)-fase, gevormd in het alfa-gamma-temperatuursgebied, versterkt en vervolgens wordt de austeniet (Ϋ) -fase omgezet tot een snel afgekoelde getransformeerde fase 10 door afkoelen, zodat de twee-fasen staalsoort wordt verkregen. De afkoel-snelheid vanaf de gloeitemperatuur tot 500 °C is gelegen bij 0,5 tot 30 °C/ sec. in het Amerikaanse octrooischrift 3*951.696,en de koelsnelheid vanaf de gloeitemperatuur is niet hoger dan ongeveer 10.000 °C/minuut, hetgeen overeenkomtt met ongeveer 167 °C/sec. volgens het Amerikaanse octrooischrift 15 4.062.700.De afkoelpatronen, namelijk het verband tussen de temperatuur en de tijd volgens deze octrooischriften zijn gebaseerd op de vooronderstelling, dat monotoon afkoelen kan worden uitgevoerd na gloeien, omdat men niet heeft gestreefd naar een kunstmatige verandering van de afkoelsnel-heid tijdens de koelbewerking zoals aangegeven in deze octrooischriften.

20 Verder wordt met deze bekende werkwijzen gestreefd naar het verkrijgen van staalplaten met een hoge sterkte en bestaande uit twee fasen met een 2 treksterkte die hoger is dan ongeveer 60 kg/mm . Het is echter bij deze werkwijzen moeilijk om stalen platen te verkrijgen bestaande uit twee fasen met een treksterkte van 40 tot 50 kg/mm . In verband hiermee kan 25 worden gesteld, dat het in de automobielindustrie de voorkeur verdient om een stalen plaat uit twee fasen te verkrijgen met een treksterkte 'van 2 40 tot 50 kg/mm ten opzichte van stalen platen waarvan de treksterkte hoger is dan 60 kg /mm , omdat de eerste staalplaten algemeen kunnen worden toegepast voor automobielonderdelen. Gelijktijdig wordt een hoge verharding 30 door kunstmatig verouderen na de vorming bij voorkeur toegepast omdat door een dergelijke hardbaarheid de trekspanning van de gevormde voorwerpen aanmerkelijk kan worden verbeterd door verwarmen tot een temperatuur van ongeveer 170 tot 200 °C gedurende een periode van enfeele minuten tot enkele uren. Verf- bakapparatuur kan worden toegepast voor het verhitten ter ver-35 hoging van de treksterkte.

•Een van de doelstellingen volgens de uitvinding is het verkrijgen van een werkwijze ter bereiding van een staalsoort bestaande uit twee fasen, waarbij de afkoelsnelheid wordt gevarieerd tijdens het afkoelen na het con- 0 ηn fi 70 8 -4- 21663/Vk/ts tinu gloeien bij het alfa-gamma-temperatuursgebied, waarbij de eigenschap pen van het materiaal worden verbeterd ten opzichte van de bekende werkwijzen. De werkwijze volgens de uitvinding wordt hierdoor gekentaerkt, dat de volgende trappen worden bewerkstelligd: 5 heet rollen van een staalsoort met 0,01 tot 0,12 % koolstof en 0,7-1>7 % mangaan, gevolgd door opwinden, continu-gloeien van de staalplaat na heet rollen bij een gloeitem-peratuur tussen 730 en 900 °C en afkoelen vanaf de gloeitemperatuur tot een temperatuur die niet 10 hoger is dan 200 °C bij een gemiddelde afkoelsnelheid R^, waarvoor geldt 1 °C/seconde^R^30 °C/seconde, gedurende de eerste koeltrap van de gloeitemperatuur tot een tussengelegen temperatuur (T)met een waarde 420<T*700 °c en bij een gemiddelde koelsnelheid R2 waarvoor geldt: 100 °C/seconde^R^L300 °C/3econde, gedurende de tweede koeltrap van de tus-15 sengelegen temperatuur (T) tot een temperatuur die niet hoger is dan 200 C.

De werkwijze volgens de uitvinding heeft een koelpatroon of koel-curve die zodanig is opgesteld, dat de bovenvermelde verbetering kan worden verkregen bij het bereiden van een staalsoort bestaande uit .twee fasen met een treksterkte van 40 tot 50/mm en een rekverhouding lager dan 0,6 20 en ook wordt een verbetering van de materiaaleigenschappen verkregen van 2 de staalsoort bestaande uit twee fasen met een treksterkte van 60 kg/mm en hoger.

De uitvinding wordt nader toegelicht aan de hand van de volgende tekst, waarbij verwezen is naar de bijgevoegde tekening, waarbij: 25 Fig. 1 in grafiek de treksterkte weergeeft ten opzichte van de verlenging of rek bij een conventionele staalsoort met een hoge sterkte en een staalsoort of stalen plaat, bestaande uit twee fasen, fig. 2 geeft een continu gloeipatroon weer voor de verhittingscyclus volgens de uitvinding, 30 fig. 3 geeft een continue gloei-verwarmingscyclus weer zoals vermeld in het Britse octrooischrift 1.419.704, fig. 4 geeft grafisch het verband weer tussen de werkwijze volgens de uitvinding in vergelijking met het Britse octrooischrift 1.419*704 met betrekking tot de hoge afkoelsnelheid en de uitgangstemperatuur bij het 35 snel afkoelen, fig* 5 geeft grafisch de koelomstandigheden weer van staalsoort A ( koud gerolde staalsoort) na continu gloeien en fig. 6 geeft grafisch de koelomstandigheden weer voor staalsoort 8 00 6 79 8 * * -5- 21663/Vk/ts B ( heet gerolde stalen plaat).

De basis voor de werkwijze volgens de uitvinding wordt hieronder nader toegelicht en vergeleken met de bekende werkwijzen.

De werkwijze volgens de uitvinding en de bekende werkwijzen hebben 5 gemeen, dat een stalen plaat wordt vervaardigd, waarbij het staal uit twee fasen bestaat, waarbij het koud gerolde of heet gerolde staal eerst wordt verhit tot het alfa-gamma-temperatuursgebied, zodat de staalstructuur wordt verdeeld in een austenietfase en een ferrietfase en de stalen plaat vervolgens snel wordt afgekoeld ter verkrijging van de twee fasen. In dergelijke 10 staalsoorten zijn koolstof en mangaan onmisbare componenten en deze zijn aanwezig in bepaalde gespecificeerde hoeveelheden in afhankelijkheid van de vereiste eigenschappen voor de staalsoort bestaande uit twee fasen, terwijl silicium en fosfor eventueel aanwezig kunnen zijn. Er wordt aangenomen volgens de bfekende werkwijzen dat als de afkoelsnelheid bij de koelbewer-15 king die wordt uitgevoerd na het verhitten tot het alfa-gamma-temperatuurs-gebied toeneemt, de martensiet-transformatie van de austenietfase beter wordt bereikt en zodoende een beter twee-fasenstelsel kan worden verkregen. Ook is het een algemeen toegepaste praktijk, om een zo hoog mogelijke koelsnelheid toe te passen binnen de grenzen van de maximaal toelaatbare koelsnel-20 heid bij een bepaalde produktie, mits er geen kwaliteitsaehteruitgang bewerkstelligd wordt voor de vorm en de ductiliteit van de stalen plaat. De bekende werkwijzen hebben geen aandacht besteed aan de vraag of de eigenschappen van het materiaal van de staalsoort bestaande uit twee fasen wordt beïnvloed door het afkoelpatroon na het continu gloeien.

25 In fig. 2 is een continue gloei-verwarmingscyclus weergegeven, zoals toegepast bij de werkwijze volgens de uitvinding. In fig. 2 is de gloeitemperatuur in het alfa-gamma-temperatuursgebied aangegeven met waarbij temperatuur "T" een tussengelegen temperatuur is tussen de eerste en tweede koeltrap en temperatuur "Tg" is een temperatuur die niet hoger 30 is dan 200 °C. Zoals duidelijk zal zijn uit fig. 2 wordt het afkoelen van tot T uitgevoerd bij een relatief lage snelheid en het afkoelen bij een temperatuur lager dan T tot Tg wordt uitgevoerd bij een relatief hoge snelheid. De temperatuur Tg is niet hoger dan 200 °C, zodat de snel-afge-koelde getransformeerde fase voor de staalsoort bestaande uit twee fasen 35 voldoende wordt gevormd. Het afkoelen volgens de uitvinding is daarom afwijkend van de afkoelbewerking volgens de bekende stand van de techniek waarbij een monotone afkoelsnelheid over het gehele koelgebied wordt bewerkstelligd. feij de werkwijze volgens de uitvinding is gevonden, dat bepaalde materiaaleigenschappen, zoals de rekverhouding, de treksterkte en -6- 21663/Vk/ts de ductilifceit van de stalen plaat, verkregen volgens de werkwijze van de uitvinding, beter zijn dan van de bekende werkwijzen.

Volgens de werkwijze van de uitvinding is een methode verkregen ter verkrijging van een stalen plaat bestaande uit twee fasen, in hoofd-5 zaak uit een ferrietfase en ten minste een snel gekoelde getrarrformeerde fase gekozen uit de groep bestaande uit martensietfase, een bainietfase en een vastgehouden austenietfase en met een treksterkte niet lager dan 40 kg/ 2 mm , een voortreffelijke vervormbaarheid en een hoge hardbaarheid door kunstmatig verouderen na vervorming. De werkwijze volgens de uitvinding 10 is uit te voeren in een aantal trappen, zoals boven aangegeven, waarbij het continu gloeien van de stalen plaat die onderworpen is geweest aan een hete rolbewerking ook kan zijn onderworpen geweest aan een koude rolbewerking, indien dit gewenst of noodzakelijk is.

De uitvinding wordt nader toegelicht waarbij een vergelijking wordt 15 gemaakt met de continue gloeimethode van koud gerold staal, zoals vermeld in het Britse octrooischrift 1.419.704, waarin een werkwijze wordt vermeld, die kan worden vergeleken in bepaalde opzichten met de werkwijze volgens de uitvinding. De techniek die wordt toegepast volgens het Britse octrooischrift 1.419.704 hangt samen met het continu gloeien van stalen platen 20 voor een algemene vormgeving en streeft naar het verbeteren van de vervormbaarheid onder samenpersen en naar een verbetering van de bestendigheid tegen verouderen die plaatsheeft bij normale temperatuur. De werkwijze volgens het Britse octrooischrift 1.419.704 houdt in, dat de combinatie van een continue gloeiing, gevolgd door een snelle afkoeling bij een bepaalde 25 uitgangstemperatuur wordt gecombineerd met een veroudering door een opnieuw uit te voeren verwarming na continu gloeien, waarbij de oververzadigde vaste oplossing met koolstof in de ferrietfase wordt genoodzaakt om neer te slaan in de ferrietfase op zodanige wijze dat de neerslagvorming wordt geregeld ter vorming van de stalen plaat. De staalsamenstelling volgens 30 het Britse octrooischrift 1.419.704 is niet gespecificeerd in de conclusies, doch uit de voorbeelden kan worden afgeleid dat het Britse octrooischrift betrekking heeft op zachte staalsoorten, zoals aluminiumhoudend rustig * staal, onrustig staal en een legeringsstaal, namelijk een staalsoort met als basiscomponenten ongeveer 0,05 % koolstof, en 0,3 % mangaan. Omdat de 35 hardbaarheid van de austenietfase van de staalsamenstelling volgens het Britse octrooischrift laag is, is de meeste aandacht in het Britse octrooischrift gericht op het verwerken van de vaste oplossing met koolstof in de ferrietkorrels. In tegenstelling hiermee, is de meeste aandacht volgens de onderhavige werkwijze gericht op het bereiden van een staalsoort niet voor 8 0 0 6 79 8 / ί * -7- 21663/Vk/ts algemene vormgeving, maar voor een stalen plaat met een hoge sterkte en met twee fasen voor vormgeving onder samenpersen. De werkwijze volgens de uitvinding betreft namelijk een bewerking waarbij de austeniet (V )-fase wordt gevormd bij het alfa-gamma-temperatuursgebied, welke fase voldoende moet worden om-5 gezet tot de snel gekoelde getransformeerde fase zodat een stalen plaat wordt verkregen met een structuur van twee-fasen met eigenschappen die gewenst zijn voor de vorming onder ssmenpersen. Zodoende moet de staalsamen-stelling ten minste 0,7 % mangaan bevatten om de hardbaarheid van het austeniet te verzekeren.

10 De verschilpunten tussen de werkwijze volgens de uitvinding en het

Britse octrooischrift 1.419.704 zullen duidelijk worden uit de verdere aanwijzingen met betrekking tot het opnieuw verwarmen waarbij een veroudering wordt uitgevoerd volgens het Britse octrooischrift. Deze verouderingsbehandeling door opnieuw verwarmen volgens het Britse octrooischrift wordt uit-15 gevoerd bij een temperatuur van 300 tot 500 °C gedurende een periode yan 30 seconden of langer en deze behandeling wordt als onmisbaar beschouwd voor het regelen van de carbideneerslagvorming in de ferrietfase. In fig.

3 wordt een continue gloei-verwarmingscyclus aangegeven volgens het Britse octrooischrift 1.419.704. In fig. 3 geeft T^’ de maximale verwarmingstem-20 peratuur weer bij de herkristallisatietemperatuur van een zacht stalen strip tot 850 °C en Tg' geeft de begintemperatuur aan voor het snel afkoelen. De tijdsduur tussen T^' en kan de verblijftijd zijn of een afkoelbewerking die langzaam wordt uitgevoerd en waarbij het oplossen optreedt van het carbide en het oplossen van koolstof in de ferrietmatrix wordt -bewerkstelligd 25 in deze tijdsduur. De daaropvolgende snelle afkoeling van temperatuur Ί % handhaaft klaarblijkelijk een grote hoeveelheid koolstof in de vaste oplossing in de ferrietmatrix, hetgeen effectief is voor de carbideneerslagvorming in de volgende trap ( temperatuur T^’ -> T^’ bij een tijdsduur van t||1 tot t,.'). De snelle afkoeling van Ί2' tot ’ realiseert zodoende het 30 handhaven van de koolstof in vaste oplossing, hetgeen later een effectieve neerslagvorming van carbide bewerkstelligt bij de verouderingsbehandeling door opnieuw te verwarmen gedurende een periode van tot bij een temperatuur van ly tot Ty.

Bij de continue gloei-verwarmingscyclus volgens de uitvinding, zoals 35 weergegeven in fig. 2, wordt de staalstructuur verdeeld bij de temperatuur in een austeniet (*> -fase en een ferrietfase (üC) , welke laatste wat koolstof in oplossing bevat. Door de eerste koelsnelheid (Ty-T) (^-ty wordt de koolstof in de vaste oplossing in ae ferrietfase geconaentreerd in de niet-omgezette austenietfase, zodat het -8- 21663/Vk/ts austeniet wordt gestabiliseerd. Wanneer de tussengelegen temperatuur (T) hoger is dan 700 °C, wordt deze werkwijze waarbij koolstof wordt geconcentreerd in de austenietfase slechts onvoldoende voortgezet. Anderzijds, wanneer de tussengelegen temperatuur (T) «lager is dan .'.420 °C, wordt de 5 austenietfase op ongewenste wijze omgezet tot een fijne pearlietfase. Bij een te hoge eerste afkoelsnelheid ( R^), wordt de onderdrukking bewerkstelligd van de diffusie van 'koolstof uit de alfa tot de gamma fasen. De eerste afkoeling heeft tot doel om in hoofdzaak de diffusie van de koolstof te bevorderen en moet daarom worden uitgevoerd bij een geschikte lage snel-10 heid. Wanneer de eerste koelsnelheid (R^) echter te laag is, heeft de pearlietomzetting van de gamma-fase plaats bij een relatief hoge temperatuur, waardoor het deel van de gamma-fase dat kan worden omgezet tot de snel afkoelbare getransformeerde fase in het eindprodukt wordt geminimaliseerd. De maximale en minimale eerste koelsnelheid (R^) moet daarom worden 15 vastgesteld zodat R^ niet hoger is dan 30 °C/sec, maar ook niet lager is dan 1 °C/sec. ( 1 °C/sec.£ R^30 °C/sec.). Uit tabel E zal het duidelijk zijn, dat de afkoelsnelheid R^ bij voorkeur gelegen is tussen 10 °C /sec. en 30 °C/sec. voor het verbeteren van de kunstmatige ’harding na de vorming.

20 Na de eerste afkoeling bij een snelheid R^ wordt de tweede afkoe ling bewerkstelligd bij een koelsnelheid R2, waarbij door de snelle afkoeling de gamma-fase behouden bleef bij de tussengelegen temperatuur T tot temperatuur T2 en de gamma-fase werd veranderd tot de snel gekoelde getransformeerde fase. De lage rekverhouding die inherent is aan het staal 25 bestaande uit twee fasen, wordt toegeschreven aan het resultaat van de elastische rek en de mobMe dislocaties die worden geïntroduceerd in de ferrietmatrix door een martensitische transformatie van de austenietfase.

Het is daarom noodzakelijk om de gamma-fase te veranderen in een snel ge-koêlde getransformeerde fase. De temperatuur T2 moet voldoende beneden de 30 Ms-waarde ( martensietbegintemperatuur) gelegen zijn om de vorming van de snel gekoelde getransformeerde fase te verzekeren en is 200 °C. De tweede koeling met als doelstelling om in hoofdzaak de snel gekoelde getransformeerde fase te verkrijgen moet daarom bij een hogere snelheid worden uitgevoerd. Wanneer de tweede koelsnelheid (R^) te laag is om de snel ge-35 koelde getranformeerde fase te vormen, wordt fijn pearliet gevormd. Wanneer de tweede koelsnelheid (R2) zeer hoog is, wordt de koolstof in de vaste oplossing in de ferrietfase gehouden op de tussengelegen temperatuur T en wordt niet verwijderd uit de ferrietfase, zodat dit de ductiliteit van 8006798 4 * -9- 21663/Vk/ts het eindprodukt nadelig beïnvloedt. Bovendien wordt de plaatvorm vervormd door de thermische spanning. Wanneer dergelijke nadelen in beschouwing worden genomen in samenhang met een te hoge tweede afkoelsnelheid, kan worden gesteld dat een lage tweede koelsnelheid (R2), lager dan 100 °C/sec., 5 zoals vermeld in U.S.S.W. 48.546 voordelen heeft met het oog op de ducti-liteit en de plaatvorm in zoverre, de snel gekoelde getransformeerde fase wordt gevormd. Wanneer echter in dit geval de koolstof in de vaste oplossing in de ferrietfase van het eindprodukt te laag is, zal daardoor de harding door kunstmatige veroudering na de vorming, hetgeen een van de vereiste 10 eigenschappen is, zeer slecht worden. Harding door kunstmatige veroudering wordt veroorzaakt door het feit, dat bij de veroudering koolstofatomen diffunderen naar de dislocaties die zijn ontwikkeld in de ferrietfase door de voorafgaande vorming en hierdoor worden de dislocaties immobiel. Zodoende is een bepaalde hoeveelheid koolstof in de vaste oplossing in de ferrietfase 15 noodzakelijk voor een aanmerkelijke verharding door kunstmatige veroudering na de vorming. Zodoende geldt, dat teneinde een hoge verharding door kunstmatige veroudering na bewerken te verzekeren de tweede koelsnelheid (Rg) tamelijk hoog moet zijn. Anderzijds moet echter de ductiliteit niet sterk worden benadeeld door een hoge tweede koelsnelheid (R2)a. De maximale en 20 minimale tweede koelsnelheden (Rg) zijn daarom bepaald zodat R2 niet hoger is dan 300 °C /sec. maar ook niet lager dan 100 °C/sec. ( 100 °C/sec.^R2/ 300 °C/sec.).

Bij de werkwijze voor het vervaardigen van de stalen plaat bestaande uit twee fasen volgens de uitvinding, hebben het hogere temperatuurgebied 25 en het lagere temperatuurgebied bij het afkoelen respectievelijk afzonderlijke functies.Dit betekent dat de koolstofconcentratie in de gamma-fase en verder het handhaven van een dergelijke hoeveelheid koolstof in de vaste oplossing in de alfa-fase zoals vereist voor de verharding door kunstmatige veroudering na de vorming, moeten worden bewerkstelligd in het hogere 30 temperatuursgebied, terwijl de vorming van de snel gekoelde getransformeerde fase en het handhaven van de hoeveelheid koolstof in de vaste oplossing zoals boven vermeld, moet worden verzekerd in het lagere temperatuursgebied.

Uit fig. 4 is het verband duidelijk tussen de begintemperatuur van het snel afkoelen en de koelsnelheid volgens de uitvinding, en deze para-35 meters uit het Britse octrooischrift 1.419.704.

De staalsoort die is verwerkt volgens de bewerkingstrappen volgens de uitvinding, moet ten minste 0,01 % koolstof en ten minste 0,7 % mangaan bevatten. Wanneer echter het gehalte aan koolstof en mangaan respectievelijk 8006798 -10- 21663/Vk/ts hoger is dan 0,12 % en 1,7 %, zal de hoeveelheid koolstof en mangaan de lasbaarheid nadelig beïnvloeden. Silicium zal staal versterken, maar een grote hoeveelheid silicium heeft een nadelige invloed op de eigenschap samenhangendé met het verwijderen van de buitenste laag en zodoende zal 5 een verminderde oppervlaktekwaliteit van een stalen plaat worden veroorzaakt. Het maximale siliciumgehalte is 1,2 %.

De staalsoort die wordt gebruikt bij de produktietrappen volgens de uitvinding, kan worden gesmolten waarbij een open haardvuur wordt toegepast, een converter of een elektrische oven. Wanneer een staalsoort 10 ia gewenst met een laag koolstofgehalte, kan een ontgassing onder verlaagde druk worden toegepast op de staalsmelt. Het staal kan rustig staal, le-geringsstaal, halfrustig staal of onrustig staal zijn. Een aluminiurahou-dend rustig staal met een aluminiumgehalte van 0,01 tot 0,1 % verdient echter de voorkeur. Het staal moet niet minder dan ongeveer 0,05 % bevatten van 15 ten minste een element gekozen uit de groep bestaande uit zeldzame aardmetalen, zirkonium (Zr) en calcium, hetgeen de morfologische eigenschappen van de niet-metallische insluitingen regelt,aanwezig in de sulfidevorm en zodoende de vormbaarheid onder buigen verbetert.

Het gieten van de staalsmelt kan worden uitgevoerd volgens een 20 conventionele gietstukvervaardiging of door het toepassen van een continue gietbewerking.

Het gegoten staal wordt vervolgens onderworpen aan een ruwe, hete rolbewerking en tenslotte een hete rolbewerking. De heet gerolde strip kan verder worden onderworpen aan een koude rolbewerking, voordat het continu 25 gloeien plaats heeft. Omdat de omstandigheden voor deze rolbwerkingen algemeen bekend zijn in de staalindustrie worden deze ter vereenvoudiging van de tekst niet nader toegelicht. De continue gloeitemperaturen volgens de uitvinding, weergegeven als in fig. 2, zijn gelegen in het alfa-gamma-ge-bied, namelijk tussen 730 °C en 900 °C ( 730 °C< T^<900 °C).

30 De werkwijze volgens de uitvinding kan worden toegepast voor de bereiding van een staalsoort met twee fasen, waarbij een dompelmetaalcoa-ting wordt toegepast. Wanneer bijvoorbeeld een hete dompeling met zink plaats heeft, wordt de stalen plaat gekoeld van T1 tot T volgens een hiervoor geschikte methode, bijvoorbeeld een gasspuitmethode, bij een koelsnel-35 heid aangegeven door , vervolgens gedompeld in een gesmolten zinkbad, dat wordt gehouden op een temperatuur van ongeveer T, gedurende enkele seconden. Omdat het gesmolten zink-coatingsbad gewoonlijk wordt toegepast bij een temperatuur van 460 - 500 °C, ligt deze temperatuur binnen het ge- 8006798 Λ Λ -11- 21663/Vk/ts bied voor T. Na het onderdompelen wordt de plaat afgekoeld van temperatuur T tot een temperatuur lager dan 200 °C, met een snelheid aangegeven door Rg. Verder bevat de staalsamenstelling die wordt bewerkt volgens de werkwijze volgens de uitvinding, geen grote hoeveelheid silicium, hetgeen na-5 delig zou zijn bij het aanbrengen van de zinklaag of de staalsamenstelling bevat helemaal geen silicium. Daarom is de staalsamenstelling geschikt $ voor het aanbrengen van een zink-deklaag.

De werkwijze volgens de uitvinding en de redenen voor de beperking van de parameters, zoals T, en R2, wordt nader toegelicht aan de hand 10 van de volgende voorbeelden.

VOORBEELD I.

Een aluminium bevattend rustig staal ( staalsoort A) met een volgende samenstelling: 0,Ö52 gew. $ C, 0,01 % Si, 1,48 % Mn, 0,010 % P, 0,007 % S en 15 0,023 % Al, werd heet gerold op een normale wijze bij een eindtemperatuur van 900 °C en opgewonden bij 500 °C en zodoende werd een heet gerolde strip verkregen met een dikte van 2,7 mm, die koud werd gerold bij een vermindering van 70 % ter verkrijging van een koud gerolde plaat met een dikte van 0,8 mm. De koud gerolde platen werden verhit tot het alfa-gamma-temperatuurs-20 gebied en afgekoeld onder continu gloeien en afkoelomstandigheden, zoals aangegeven in tabel B. Ter bepaling van de harding door kunstnatig verouderen na de vorming, werden de continu gegloeide stalen platen onderworpen aan een meting voor de 3 % plastische vloeisterkte bij kamertemperatuur onder toepassing van 3 % rek. Nadat de belasting was opgeheven werden de 3 % ge-25 rekte platen verwarmd gedurende 30 minuten bij een temperatuur van 180 °C en vervolgens werd de rekspanning gemeten bij kamertemperatuur na deze behandelingen. De harding door kunstmatig verouderen na de vorming werd bepaald en uitgedrukt in een toeneming van de trekstrekte in vergelijking met de 3 % plastische vloeisterkte. De harding door kunstmatig verouderen na het 30 vormen, werd in alle voorbeelden bepaald volgens de hierboven beschreven methode .

8006798 __ -12- 21663/Vk/ts I -------- s- p o c ^ 3 σ» S3 o fi 1 0 ® ^ aS /-Ί 1 Ό Ό 'M - S 2 I: Ο) p b 1 S Φ °. °°. w, ^ to > -¾ on <=r on vo J 60 "

λ rl M

5 ? S S

: jSi a a .______

Ml <D

C -P

•H

C £h C to nun ^ w fti oo BH, t“. its, ^ ·=τ .3 © w' o! o' o ,o

0) i. fH

10 s- +» ---------

<d bO

p 5

Zt 60 O 00 t> in O φ ” W co cm m t— to HCd^oncnpa cm ρ ** m <u oJ _>_____..

-P --—--— to <a 15 a '$ ~ cd t* CM , , to > a? e 4J g in o in σ» ο c n w \ * ω <u ϋ η ϊ » tn in m o· © j? m ,=r .a· a·

ft Q. U

H cd -p .................

jo ----------------- o m to c α -π <U c

20 M G CM

•H (0 Η O CM LO O

φ Q. £ ’ * - -

® Crt N OO ΐ 03 CM

C i; ix ti CM CM t“ CM

to to J*

t< W

a ^———--- -..................- to Ί3 . Λ Ό Ή a) a) ω χ“> , „ o .c ·θχ:ο _ 2 Λ in ΜγΗι-ΓΦ «η’- σ» τ- Ή to to m

Ό Ό a "V m II '* II II

25 c Ό m * J to ·ρ .-I sr «η T- cm. *- cm

P E to o ’-cc «I P5 IK

0} (1)0 *W» I

g *>_ . I ——— O - 1 11 •P 1 o ο o p p

,¾ 3 0 0 O -p -P

m _ p P O o Ο O 4-1 -p o o

<D CM CM ' O C Ο O

3 COOOOOOO

on C ilccoinocooino JU ή c •p ω oo fio co co co C Or a ctionjocflocdo __—- ο Φ oo>in>cM>mt»<M-- o —e-------C" - o—·*--------·* ..

X CO OO Γ- CM r- CM

<p PS « IK PS

ttj /—' r— r—' XV

t— CM ΓΠ =!· · a 41 4- -P +3 Φ o s 3 3 •H 3 : 3 3 -.r- £< Φ G C 3 c

k Ο a -H t Ή *H

po>-isEB ε 3 > bC .

4J T- s· r- r-

«J Ό 3 v. v. '-s S

u —I Ö o o o o Ο) ·Η- ·Η Ο Ο Ο > ο, Ρ 4-3 S _ S ο ο ο ο _ _ - λ Λ φ c ο ο ο ο σ 8 0 0 6 7 9 8 **—-saLg--£2-— φ .

-13- 21663/Vk/ts

De koelomstandigheden, die aangegeven zijn in tabel B, zijn grafisch weergegeven in fig. 5. De koelvoorwaarden werden ingesteld door het regelen van de koelenergie door de lucht-spuitstroom of iucht-spuitstroom gemengd met waterdruppelë. Het zal duidelijk zijn uit de gegeven van tabel B, dat 5 de koelvoorwaarde 3 de beste is met het oog op de hoge ductiliteit en de lage rekverhouding.De koelvoorwaarde 4 met een hoge tweede koelsnelheid is echter gewenst met het oog op de hoge trekstrekte en een hoge hardbaarheid door kunstmatig verouderen na-:de vorming.

VOORBEELD II.

10 Een rustige staalsoort die aluminium en silicium bevat, (staalsoort B), met een samenstelling, zoals weergegeven in tabel C, werd heet gerold op een bekende wijze ( eindtemperatuur 880 °C) en opgerold bij een temperatuur van 620 °C. De aldus opgerolde, heèt gerolde strip had een dikte van 1,6 mm en werd verhit tot het alfa-gamma-temperatuursgebied en afgekoeld 15 onder continu gloeien en afkoelomstandigheden, zoals vermeld in tabel D·

De koelomstandigheden die vermeld zijn in tabel D, zijn grafisch weergegeven in fig. 6. Het zal duidelijk zijn uit de gegevens van tabel D, dat de koelvoorwaarde 4, waarbij een hoge tweede koelsnelheid wordt bewerkstelligd, gewenst is, met het oog op een hoge treksterkte en een hoge hardbaarheid 20 door kunstmatig verouderen na de vorming.

TABEL C

Samenstelling staalsoort B.

25 staalsoort C Si Mn P S kL

B 0,091 0,44 1,54 0,012 0,005 0,026 8 0 0 6 79 8 -14- —33---------1-*-- g 21663/Vk/ts

3 td C

C G ^

O 0) CM

o c a Ό 0 E Ό ^ Ό 3 M •H O Ü β) t* w Λ· x: 0 in λ- o cm G > 60 * td c cm , -=r , m co 3 M -H : ή s

Ό P G

5 Sh λ p (d B > ! ......... .............

Ml C C H •H G

a c C cd 3 aw in o in “) a οι h c-- vo -=f n Λ \ . ~ jx a) co ο ο o cd

0 G G P

10 —-——:- - —:-- c •H , m , : C irv • φ λ o t- in *n S, ^ V; ΛΙ r, pn Op jj φ cd m m m »m G > O______——I " - -" ---- o ca φ

rH -P

15 cd ϋ

•P 0 CM

ra -p s »- o cm cm CO CO s “

c ϋ μ \ OJ t~ CM

0 0 m in in in » co > t. a •p .

a —— · — —«——--- r———— φ a μ a c ., ! 0 Ή JS C CM „ 20 oo c eo'mc- o 0 0 0·'"“ -J" j c a n \ oo in in ??.

Cd 0 w^MonoacM cm ID Μ Ü id dj *H 0 t- 0 g ·—

C

0 Ό C ή 0 0 0 Ό Ό X! OO CC ° 0 r-1 Η Ο ~ _ “ ?5 x: 000 ^j· ό Μ T3 C 05 in „ :,. „ •Η Ό 71 'N * II 11 11 11 Ό -Η η o on 00; G B Φ Ο Γ- αΓ cz* 0 0Ov^ 03 fc pq P M .id 0 S............- ----------- ® p P o 5 5 oUo° 2 I ° ζ 30 _ ® g g o c αυίηα g ® ^ in o° ° c °o p £ 0° o° 5 ° c ° s 8 > 8 § o O h m w ··

U S S W K

^ K CG ^ —é—f .......-

o d> 3, 0 C

c g 4J 4-1 4J 0 25 § ° ; 3. 3' 3 ·χ> J-3 c1 C G G 13

(, φ ·Η -P ·Η SC

og^Jbsb Ό ·Η

3 O a) 0 S

P S O CM C\j CM to as > r-1 \ v. V. η''1 G M u a o ,)° 0 8 00 6 79 8 I a ll gl gl g . fe J__ -15- 21663/Vk/ts VOORBEELD III.

De koud gerolde platen die zijn vervaardigd zoals vermeld in voorbeeld I, werden verhit tot het alfa-gamma-temperatuursgebied, waarna de platen werden afgekoeld bij verschillende eerste koelsnelheden en 5 tweede koelsnelheden R2> zoals vermeld in tabel E. De tussengelegen temperatuur T was constant op 520 °C. De koelsnelheden werden ingesteld door het regelen van de koelenergie door het regelen van de lucht-straalstroom of lucht-straalstroom gemengd met waterdruppels. Zoals duidelijk zal zijn uit tabel E, geldt dat wanneer de eerste koelsnelheid R^ 0,5 °C/sec. be-10 draagt, een lage rekverhouding met name lager dan 0,6 niet kan worden verkregen bij elke tweede koelsnelheid R^· Anderzijds, wanneer de eerste koelsnelheid R^ tot 40 °C/sec. bedraagt, kan een lage rekverhouding worden verkregen, maar wordt de verlenging zeer nadelig beïnvloed. De eerste koelsnelheid, zijnde 1 °C/sec. 4Ri^30 °C/sec. is geschikt voor de lage rek-15 verhouding en een hoge ductiliteit. Met bethekking tot de hardbaarheid door kunstmatig verouderen na de vorming, kan gesteld worden, dat een der- 2 gelijke hardbaarheid van ongeveer 7 kg/ram maximaal wordt verkregen bij een eerste koelsnelheid B-, die lager is dan 10 °C/sec. en een dergelijke hard-baarheid van 8 kg/mm maximaal kan worden verkregen bij een eerste koel-20 snelheid, die hoger is dan 10 °C/sec. De eerste koelsnelheid is daarom bij voorkeur hoger dan 10 °C/sec. maar niet hoger, dan 30 °C/sec.

(10 °C/sea.^ R. 430 °C/sec.).

8 0 0 6 79 8 -16- 21663/Vk/ts c 0) 60 (1) r-1 φ 60 c 0) 01 01 3 5 ------- 0) CM Ό I a I ° φ ai 60 u -o x -¾ os·*-' 3 0 o 3 •σ s« 60 5 © c -d <0 T3 > -H Β η ε 10 -Ρ φ tg ί, οθ\τ— c\|t— 30-000— CTi'-coo'iO*-

ff ζ-t Q

ο t,-P> m on oo m 3 ό Ό c-. rn 3 3 eo 003-00 0) 0 3 g . 32 01 cd ε cd « H -Q -P C Φ td -a 01 3 λ su c a . ρ •p (d 3 Φ 01 £ Ü ί gj I 60 « ' •h fflinin^ocoinocoocoino'inino I ^ r* — — — — — — — — — — — — — — — — 0

S3 m <SU iCOinl^Mt'O-IMOlftlMa-iOWWO

a η * ^ mcMonmnncMCMOjononmcMCMCMCMoo a u ** .

td φ H v 2

J3 > S

0 ·* 01 6C Φ - 0 a -p £ a> ·η x φ

W) 2 t. -H

H CO O T— CO CO vO O' CO Ifl 1“ C— CO ΛΟ CO VO ΙΠ 0) φ cd-P 0-0-^333333^0333 in iii in 0 Ο I) O! -------------- - rj, ,, c ΟΙώΙΗ 00000000000000060 20 ω φ JStf φ \ , Φ ί- CO 3

Is ^ L

s . . <C § °0 rt« II „§ 3 aiM o>B«iino(Mmr-oio«inoiin® r- η ϋί ' - « J3 01 •H 01 ** t\l O' ΓΠ 3* VO C— 0— 3" 1Λ S ^O ® CO Cd _p ïis_/ 3" 3 03333333333333 ^105 C Φ Ή 25 O * CO -° e O ^ H B « *r-} *H φ

•H — g S

1 <J) Λ H XJ bO ^ C Φ C Ö r| 10 Φ O id 0 32 _ TJ J* > -P CJ c -o φ <m ο φ φ XJ (Ö T3 -P w t, Λ

I ,f_j CQ

0)010)0 XI o 6¾ -n G TJ X! Ο "Ο O Op 30 0) 0) r-H _ p p h oioioo cMinoinoirioooooinooLootdp 0) s a cm o « coin τ-coincoor-oncoint-coLncdcd O '+! 01 in (M —' »- ^-003- r- w $ φ y-N Λα I a> ε ηό φ φ o) a c q -p p cd q ϋ > -p a "

<p c ο 0) M

cd η -ρ σι c οι ’a) 0 0 0 in ^ 35 -p Λ 0 0 0 - in 0 t.

σι η ο σι τ- 3- φ

1< αι ο ο τ- S

0) C Ο CM CK Ο· 0) 01 CX3 ΙΟ W_____ 1-0 8 00 6 79 8 -17- 21663/Vk/ts VOORBEELD IV.

De koud gerolde platen vervaardigd volgens voorbeeld I, werden verhit tot het alfa-gamma-temperatuursgebied gevolgd door afkoelen bij verschillende eerste koelsnelheden R^, tweede koelsnelheden R^ en bij een tussenge-legen temperatuur T, zoals vermeld in tabel F. Zoals blijkt uit tabel F, 5 kan bij een tussengelegen temperatuur T van 400 °C of lager de lage rek-verhouding niet worden bewerkstelligd, terwijl bij de tussengelegen temperatuur T hoger dan 700 °C de verlenging nadelig wordt beïnvloed. De tussengelegen temperatuur moet daarom gelegen zijn tussen 420 en 700 °C ( 420 °Ct U700 °C).

10 TABEL F.

Niveau voor de tussengelegen temperatuur· en de rekverhouding en verlenging.

eerste koel- tussenge- tweede koel- rekspanning verlenging snelheid legen tem- snelheid R^ tceksterkte (?) S^(°C/sec.) peratuur T (°C/sec.) _(!c)_ 8 360 150 0,72 32,8 2Q 8 400 280 0,71 31·, 3 10 450 280 0,46 30,2 9 500 250 0,42 27,0 9 520 250 0,48 27,0 7 600 150 0,48 27,1 25 4 680 120 0,52 26,8 8 750 110 0,54 23,5 VOORBEELD V.

Staalplaten met verschillende gehaltes aan koolstof, silicium en mangaan werden continu gegloeid onder omstandigheden zoals vermeld in tabel G. Deze gehaltes werden gevarieerd, zodat de beperking ten aanzien van de samenstelling ter verkrijging van een lage rekverhouding kon worden teegelicht. Zoals duidelijk zal zijn uit tabel G, kan bij een staalsoort C met 0,005 ? koolstof en 1,5 ? mangaan de lage rekverhouding niet worden bewerkstelligd. Uitgaande van dit feit en van de resultaten van de staal- 35 soorten DrH, heeft men b£j de gedane onderzoekingen vastgesteld, dat het staal ten minste 0,01? koolstof en ten minste 0,7 ? mangaan moet bevatten voor de twee-fasen structuur om zodoende een lage rekverhouding te kunnen bewerkstelligen.

8 0 0 6 7 9 8 _ ____ _-18-_ ~ “ 21663/Vk/ts ' c

•H

bO

c in in o <- (V oo d) ·»*·*· Λ ·* *

H x-'. CM C— 0"> Ό Ο VO

gw- ^}- co -=r oo ro cm Φ ^ >____ bq a)

C P •H

C G

C® f- O <M «Τ' <\J <— w p « ί n in in aw ------ 5 WJ«! oooooo .Ü ® φ a

i G P

r ·1 ----- 1 .......

I Λί S Ο CM CM ΙΠ OO O' ,W<* \ H f* *, Λ Λ · 0)1)¾ on «- t- on o t- G p ϋ cn a· m 4 ud ό _±j_sa_i=i_____ o on <0 s-* 10 W ® V Ό O C oooooo

CMO Ο O in CM «- CM CM

£ PC2 'w' r- t— t— r— r— t— . I a);

S *H

Ö φ /—s 1 Ο O ;

00 P O OOOOOO

- be,—' in in in β cm o o f-< in in in in in -P - I """' C Φ ® ib > η ® n V. Ό

Φ -Η o C

4J xi r-o o oo oo σι ό -=r o X K W__1- •H C --**C-

Ό Φ \ C

•O I O ®

C Φ S O -P

Φ P Φ ^ 3

Φ bC P G

•H ... G ·Η

P T3G3S T-r-t-CMfnCM

on · s w ap OOOOOO

20 a PWrtn ooooincMr- G CO s a ·(-) CO t- 00 OO 00 t>- j ® ε ® ® -π ω p o p a p ca m

«3J H

(0 Ό i—I a Φ 3 N C- £· N Ό Ό

> ® o ' O p P

pa P bfl -1- •η ή p I a φ ό φ ε 3 P C Φ Φ 3 •H cd P P P > *

ι-H P Ό CdOOOOOOO

•H Wpcao O O' O r- OO t- P S φ - -Η ¢^030001010¾ ο ο p ® a, 3 - 30 Ό c

® c OOOP-OOO

m ό in m t" Φ 15«. ------ $ i a ®

Φ bO

P —-

(73 CM O CM in in CM

ρ·η ο m -=r o G co ------ ® Ο Ο Ο O «“ o 35 § a in s o cm en co o cn Ο Ο o o o *- o oo ------ - |__q q_a_a—a—a-

f—I P

cd a 8 0 0 6 79 8 ill_u ° “ ..x -19- 21663/Vk/ts VQOBBEELD VI.

In tabel H zijn de mechanische eigenschappen aangegeven van staalsoorten met of zonder dergelijke sulfideregelende elementen zoals calcium ^ of zeldzame aardmetalen. De basis-samenstelling van de staalsoorten en de continue gloeicycli zijn gehouden binnen het kader van de 'uitvinding. De staalsoort K en L zijn staalsoorten waarbij de metingen zijn uitgevoerd na heet-rollen en de staalsoort M en N zijn staalsoorten, waarbij metingen zijn verricht na koud-rollen. Zoals duidelijk zal zijn uit tabel H, kunnen de sulfide-regelende elementen de ductiliteitsparameters zoals de expanaie-verhouding van de gaten en de Erichsen-waarde verbeteren.

Opmerkingen, behorende bij tabel H: 1) heet gerold staal van 1,6 mm dikte 2) koud gerold met een vermindering van 75 %, 1,0 mm dikte 3) n.a.: niet toegevoegd 4) analyse in gietpan, S: 0,12;, ca was oorspronkelijk toegevoegd in een hoeveelheid van 0,018 f 5) REM( zeldzame aardelementen) (Ce+La) oorspronkelijk toegevoegd in een hoeveelheid van 0,032 %.

8006798 -20- 21663/Vk/ts I I © ......... " u x: -Ö t>- cm © o I b ~ © Ρ β © B I I o *— 3 b a) nj s ii’-»- td η 3 ^ c ^ a) o Η Ό (β I bO I \ P I b C © T3 _ a> c © in M w vo σν e as > η -- j *

s ·σί*·ϋ£.©·Ηθ©>&θΝ» ·' © b©POfi-P bb cat- t- co oo Ν©©Φθ3©φ·©©Ρ.Χ XJ : -C -ο X! Ό -X_ -g_J& „ -q_C B ~- © I M CM 00 ·© t~ N b β bO ' ---- © © β W. o »- 00 00

<4H > P 1-1 V-' no on CM CM

° I I I

ni , CVJ

o 1 I a n I χ §

p pj ___ _««.___ vQ VO VO VO

ρ .c © o oooo

j,, Ο 05 t— r- CM CM

P O © © 0 O _

S > C O OOOO

B H β β β I I U . O .OOOO

<ϋ P Ο Ο .X Ο Ο P 00 CM OO CM C- -=T t- =T

bo J ΙΛ CVJ

s + . . . CM

3 M © © © Λ Ο C K n · · - » P . w fi β β Ο P β *--*“«- © © « zr vo · · 0 X on in © © ο ό © · g · · ρ o © ο β β β H · ov © xi *«._ c , O_ *“ ©5 on p· c- co co ©

C©©OT v— OOOO

©bCM OOOO Ό O, c v—< a p o_o_o_o n © b bo ~ ~ “ ” ·β Ü©CC Ο *— Ο CM © O p p 2 =r =r CM CM p n©p - - - - .o S3 b © © bQ©pp o t- CM CM p

p>nw t^c-00N

Claims

1. Werkwijze voor het vervaardigen van een stalen plaat, waarbij het staal uit twee fasen bestaat, in hoofdzaak een ferrietfase en ten minste 5 een snel af te koelen getransformeerde fase, gekozen uit een martensietfa-se, bainietfase en een tastgehouden austenietfase en met een treksterkte die niet lager is dan 40 kg/mm , een goede vervormbaarheid en een hoge harding door kunstmatig verouderen na vorming, met het kenmerk, dat de volgende trappen worden bewerkstelligd: 10 heet rollen van een staalsoort met 0,01 tot 0,12 % koolstof en 0,7 -1,7 % mangaan, gevolgd door opwinden, continu gloeien van de staalplaat na heet rollen, bij een gloei-temperatuur tussen 730 en 900 °C en afkoelen vanaf de gloeitemperatuur tot een temperatuur die niet 15 hoger is dan 200 °C bij een gemiddelde afkoelsnelheid R^, waarvoor geldt 1 °C/sec.^R|^0 °C/sec., gedurende de eerste koelèrap van de glpei-temperatuur tot een tussengelegen temperatuur (T) met een waarde 420 °C£T£700 °C en bij een gemiddelde koelsnelheid Rg waarvoor geldt . 100 °C/sec.£R2£300 °C/sec. gedurende de tweede koeltrap van de tussengele-20 gen temperatuur (T) tot de temperatuur die niet hoger is dan 200 °C.

2. Werkwijze volgens conclusie 1, met het kenmerk, dat de heet gerolde plaat verder wordt onderworpen aan een koude rolbewerking voordat de continue gloeibewerking wordt uitgevoerd.

3. Werkwijze volgens conclusies 1 of 2, met het kenmerk, dat de eerste 25 koelsnelheid (R^) zodanig is dat geldt 10 °C/sec.<. R^£30 °C/sec.

4. Werkwijze volgens conclusie 3» met het kenmerk, dat het staal ver der niet meer dan 1,2 % silicium bevat.

5. Werkwijze volgens conclusie 4, met het kenmerk, dat het staal verder 0,01 tot 0,10 % aluminium bevat.

6. Werkwijze volgens conclusie 4, met het kenmerk, dat het staal verder niet meer van 0,5 % van ten minste een element bevat gekozen uit de groep bestaande uit zeldzame aardelementen, calcium en zirkonium.

7- Werkwijze volgens conclusie 1 of 2, met het kenmerk, dat de stalen plaat wordt geleid door een gesmolten metaalbad dat wordt gehouden op een 35 tussengelegen temperatuur T ( 420 °C£T£700 °C) na afkoelen van de gloeitemperatuur tot T bij een gemiddelde snelheid aangegeven door , die voldoet aan 1 °C/sec.£R^£30 °C/sec., en vervolgens wordt afgekoeld van temperatuur T tot een temperatuur die niet hoger is dan 200 °C bij een gemiddelde snelheid aangegeven als R* die voldoet aan (100 °C/sec.^R.^300 °C). Λ Λ Λ A ^ Λ Λ ^ = 2=