DE2924340C2

DE2924340C2 - Verfahren zur Herstellung zweiphasiger Stahlbleche

Info

Publication number: DE2924340C2
Application number: DE2924340A
Authority: DE
Inventors: Takashi Machida Tokio/Tokyo Furukawa; Kazuo Kimitsu Chiba Koyama
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1978-06-16
Filing date: 1979-06-15
Publication date: 1985-10-17
Also published as: FR2428673A1; BE877005A; SE7905256L; DE2924340A1; JPS54163719A; FR2428673B1; JPS5745454B2; SE427673B; US4285741A

Description

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß R₂ die mittlere Kühlgeschwindigkeit von T bis zu höchstens 350° C Ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch Aufwickeln des warmgewalzten Stahlbleches ²⁰ und laoetames Abkühlen des aufgewickelten Stahlbleches.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Aufwickein bei 670 bis 780⁵ C eribigi.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Warmwalzen bei 720 bis 820° C beendet wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis S, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlblech beim Abküh-²⁵ len nach dem kontinuierlichen Glühen zur Oberflächenbeschlchtung durch geschmolzenes Metall geführt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekennzeichnet durch Kaltwalzen vor dem kontlnuler-I liehen Glühen.

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

?* -W Cjü 7^.680° C.

!= Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung hochfester, warm- oder kaltgewalzter, zwelphasiger Stah!-

¹'■ bleche mit geringem Festigkeitsverhältnis (Streckgrenze/Bruchlast), hoher Dehnbarkeit und ausgezeichneter

:;. Verformbarkeit.

I* Das erwähnte Festlgkeitsverhaltnls betragt etwa 0,6 oder weniger, und die erwähnte zvclphaslge Struktur

(| ⁴⁰ bedeutet, daß die hauptsachlichen metallographlschen Bestandteile Ferrit und eine durch rasches Kühlen

Jv erzeugte transformierte Phase (wie Martenslt oder Martenslt mit Bainit einschließlich etwas aufrechterhaltenem

}i Austenlt) sind.

:'' In den letzten Jahren sind große Anstrengungen zur Verminderung des Gewichts von Kraftfahrzeugen, Insbe-

[^ sondere Im Hinblick auf die Verringerung des Kraftstoffverbrauchs, unternommen worden.

■$ ⁴⁵ Wenn die Dicke der beim Automobilbau verwendeten Stahle zur Verminderung des Gewichts verringert wird,

!'"·. muß ein hochfester Stahl verwendet werden, um eine ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeuge slcherzustel-

/ len.

' ': Übliche, hochfeste Stahle sind jedoch In ihrer Anwendung auf Grund Ihrer Nachtelle beschränkt, etwa Im

^: ■' Hinblick auf das »Rückfedern« beim Formpressen, da diese Stahle ein außerordentlich hohes Festlgkeltsverhait-

⁵⁰ nls (Verhältnis von Streckfestigkeit, wie Streckgrenze, zu Zugfestigkeit, wie Bruchlast) aufweisen und da Ihre Verfestigungsgeschwindigkeit («-Wert) relativ niedrig ist; die lokalisierte Dehnungskonzentration erfolgt frühzel-¹ tlg wahrend der Deformation (Insbesondere erfolgen Einschnürungen), so daß Risse auftreten.

: Aus den JP-OS 39 210/75 und 78 730/76 sind hochfeste Stahlbleche ohne Fließdehnung und mit einem maximalen Festigkeitsverhältnis (Streckgrenze/Bruchlast) von etwa 0,6 und mit ausgezeichneter Dehnbarkelt ⁵⁵ bekannt.

Diese bekannten Stahlbleche zeigen ein wesentlich niedrigeres Festigkeitsverhältnis, wie die übrigen, hochfesten Stahle, wie dies schematisch In deren Spannungs-Dehnungs-Kurven gemäß Flg. 1 (dies bedeutet eine geringere Neigung zur Rückfederung) dargestellt Ist. Ferner ergeben sich bei diesen Stählen eine große Verfestigungsgeschwindigkeit (/!-Wert) und Dehnung (und damit eine geringere Neigung zum Reißen) sowie eine hohe ⁶⁰ Streckfestigkeit bei geringer Dehnung (hohe Streckfestigkeit nach dem Verformen) gemäß Flg. 1. Wegen dieser erheblichen Vorteile beim Formpressen kann eine zunehmende Verwendung dieser Stahle erwartet werden. Diese Stahlsorten weisen eine zwelphaslge Struktur auf, und zwar mit der ferritischen Phase und der beim raschen Abkühlen gebildeten Umwandlungsphase (nachstehend als »Schnellkühl-Umwandlungsphase« bezeichnet), wobei der vom Verbraucher geforderte, maximale Grenzwert für das Festigkeitsverhältnis 0,6 betrügt. ^hS Bei den bekannten Verfahren erfolgt ein kontinuierliches Glühen eines Sl-Mn-Stahls, enthaltend etwa 1% Sl und etwa 1,5« Mn In der zwelphaslgen (er + y)-Temperaturzone, (JP-OS 39 120/75) oder ein kontinuierliches :'· Glühen von üblichem Stahl, enthaltend etwa 0,1 bis 0,15% C und etwa 1,5« Mn In der zwelphaslgen (cr+y)-

Temperaturzone, wobei entweder der Stahl in der zwelphaslgen (α+ y)-Temperaturzone vorgeglüht oder der

Stahl warmgewalzt wird und die Endbearbeltungstemperatur in der zwelphasigen (a+y)-Temperaturzone bleibt, sowie das Aufwickeln bei einer gewünschten Temperatur erfolgt (JP-OS 78 730/76). Diese Merkmaie der vorbekannten Verfahren, wie der hohe Anteil an Sl-Mn (JP-OS 39 120/75), das Vorglühen in der Zweiphasen-Temperaturzone oder die Endbearbeitung durch Warmwalzen in der Zweiphasen-Temperaturzone (JP-OS 78 730/76) dienen zur Erhöhung der Verfestigungsfähigkelt der In dem Stahl gebildeten y-Phase während dem kontlnulerliehen Glühen in der Zweiphasen (er+})-Temperaturzone so daß man nach dem abschließenden Kühlen eine vorteilhafte Zweiphasenstruktur erhalt.

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 Kühikurve beruhen diese vorbekannten Verfahren, auf einem üblichen, einfachen Vorgang und besondere Maßnahmen werden nicht ergrtffen. Die vorbekannten Verfahren sind ferner zur Herstellung hochfester, zweiphasiger Stähle mit minimaler Zugfestigkeit von etwa 589 N/mm² (60 kg/mm²) geeignet, jedoch ist die Herstellung von Stählen mit einer Zugfestigkeit von etwa 392 bis 490 N/mm^J(40 bis 50 kg/mm²) nicht möglich, die im Kraftfahrzeugbau besonders eingesetzt werden, da diese Stähle in einem außerordentlich weiten Anwendungsbereich eingesetzt werden können.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren bereitzustellen, mit dem zwelphfcsige Stähle über einen weiten Zugfestigkeitsbereich mit einem niedrigen Festigkeitsverhältnis von weniger als 0,6 hergestellt werden können.

Diese Aufgabe wird durch das Verfahren gemäß Patentanspruch 1 gelöst.

Im Gegensatz zu den vorbekannien Verfahren besteht ein Hauptmerkmal tier vorliegenden Erfindung darin, daß die Kühlkurve, insbesondere das KUiilmuster, nach dem kontinuierlichen Glühen in der Zweiphasen (or + y)-Temperaturzone angesiedelt Ist, um einen zwelphasigen Stahl mit verbesserten Eigenschaften zu erhalten. Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren können nicht nur zwelphasige Stähle mit einer Zugfestigkeit von etwa 392 bis 490 N/mm² (40 bis 50 kg/mm²) und einem Festigkeltsverhältnis von weniger als 0,6 erhalten werden, sondern die Qualität der zweiphasigen Stähle mit einer Zugfestigkeit von etwa 589 N/mm² (60 kg/mm²) oder mehr Ist verbessert.

Die Merkmale der vorliegenden Erfindung werden nachstehend Im Vergleich zu dem Stand der Technik näher erläutert.

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 (cr+y)-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 martensltlsche Umwandlung der ausienitischen Phase sich in günstigerer Weise einstellt und daher der besser optimierte, zwelphasige 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 Abküiilungfvorgang für den Zweiphasen-Profllstah! nach dem kontinuierlichen Glühen, Insbesondere auf die Beziehung zwischen der Form der Abkühlungskurve und der Qualität des nach dem kontinuierlichen Glühen erhaltenen *° Stahls, Ist bisher keine besondere Rücksicht genommen wordt-n.

Im Gegensatz zum Stand der Technik wird erfindungsgemäß der Stahl relativ langsam mit der mittleren Kohlgeschwindigkeit R₁ von der Temperatur 7Λ, bei der die zwei Phasen a + } nebeneinander existieren, auf eine bestimmte Temperatur T während des Kühlvorganges abgekühlt, und unterhalb T auf eine Temperatur T₂ (etwa 200° C oder niedriger) etwas rascher mit der mutieren Kühlgeschwindigkeit R₂ 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 Dehnbarkelt 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.

Aus der vorstehenden Beschreibung ergibt sich, daß das Hauptmerkmal der Erfindung In der Verbesserung der Abkühlung nach dem kontinuierlichen Glühen Hegt und daß dadurch der Stahl In vorteilhafter Welse eine zwelphasige Struktur erhalt. Im Rahmen der Erfindung können ferner Vorbehand'ungen 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+y)-Temperaturzone beim Warmwalzen des Ausgangsmaterials. Diese Vorbehandlungen tragen zur thermischen Stabilisierung des geringen Festigkeitsverhältnisses des erhaltenen Zweiphasen-Stahlbleches bei.

Nachstehend wird dies näher erläutert. Bei der Herstellung zweiphasiger Profllstähle 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 unvermeidlich, das Stahlblech durch eine zusätzlich alternde Wlederaufwärmzone zu führer, (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 V/'ederaufwärmzone zum zusätzlichen Altern vorzusehen).

Bei der Herstellung zweiphasiger Profllstähle Ist es zur Ausbildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase erforderlich, daß das Stahlblech so rasch wie möglich durch die Zonen In der Nähe der zusätzlichen Alterungstempe-

ratur geführt wird, (Insbesondere In der Nähe der Temperatur, bei der die SchnellglQh-Umwandlungsphase gebildet wird) die bei der Herstellung üblicher, kaltgewalzter Stahlbleche angewandt wird, und daher können Einrichtungen zum Unterbrechen der Wärmezufuhr zu der Wlederaufwärmzone vorgesehen sein. In den meisten Fallen Ist es jedoch Im Hinblick auf den Produktionswirkungsgrad des Ofens nicht möglich, so lange zu warten, bis die s bei erhöhter Temperatur arbeitende Alterungszone (Ofenkörper) ausreichend gekühlt Ist, und das Stahlblech wird für maximal mehrere Minuten wieder auf 250 bis 300° C aufgewärmt oder durch die verbliebene Warme In der bei erhöhter Temperatur betriebenen Alterungszone 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 Festlgkeltsverhältnlsses nicht ausreichend Ist (das niedrige Festigkeitsverhältnis der Zweiphasenstahle ergibt sich vermutlich aus der In der Ferritmatrix ausgebildeten Internen Spannung sowie aus den In der Ferrltmatiix gebildeten, beweglichen Versetzungen, und zwar aufgrund der Bildung einer Schnellkühl-Umwandlungsphase, wie die martensltlsche Umwandlung. Wenn daher die Bildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase ungenügend Ist, Ist die Erzielung eines niedrigen FestlgkeltsverhtUtnlsses 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 Wlederaufwärmzone zum Überaltern geführt wird. Die JP-OS 78 730/76 beschreibt eine ähnliche Vorbehandlung, doch wird erfindungsgemäß die Vorbehandlung mit einem speziellen Kühlablauf kombiniert, so daß überraschenderweise das Festigkeitsverhältnis des zwelphaslgen 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 Wlederaufwärm-Behandlung und anschließendem Altern zu kombinieren, um den gelösten Kohlenstoff In dem Ferrit In einem Zustand auszufallen, der für formpreßbaren Stahl geeignet Ist. Dieses vorbekannte Verfahren kann offensichtlich lediglich bei Stahlen mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt angewendet werden, beispielsweise bei mit Al beruhigten Stahlen, 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.

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 (ar + y)-Temperaturzone gebildete austenltische Phase wirksam in die Schnellkühl-Umwandlungsphase Oberführt wird, und zur Sicherstellung der Aushärtbarkelt 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 s 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 nur aus unvermeidlichen Betriebsbedingungen heraus durch die Überalterungszone geführt. Weitere dem erfindungsgemäßen Verfahren ähnliche Verfahren sind aus der BE-PS 8 54 191 und der DE-OS 28 18 215 bekannt.

Bei dem aus der Be-PS 8 54 191 bekannten Verfahren beträgt Λ, 25 bis 180° C/s, vorzugsweise 35 bis 150° C/s und R₁ 90 bis 500° C/s, vorzugsweise 150 bis 450° C/s. Der Wert T beträgt 200° C X T ^. 520° C, vorzugsweise 200 bis 425° C. Demgegenüber beträgt R, erfindungsgemäß 1 bis 25° C/s, und R₁ 4 bis 90° C/s sowie T 420 bis 700° C, vorzugsweise 440 bis 680° C, wie dies nachstehend näuer 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 so Dehnbarkelt. In dem die Werte für Ä, und Λ₃ wesentlich niedriger !legen und T höher Ist. Der technolcTische Hintergrund für die vorliegende Erfindung Hegt In der maximalen Anreicherung des Austenits mit Kohlenstoff während der Kühlung bei R_t und R₁, wobei gleichzeitig die Bildung von Perlit vermieden wird.

Die Erfindung wird nachstehend Im Bezug auf die anliegende Zeichnung näher erläutert. Es zeigt

F1 g. 1 ein Schaubild zum Vergleich der verschiedenen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen, zwelphaslgen ss Stahlblechs und eines üblichen hochfesten Stahlblechs,

Fig. 2 ein Schaubild zur Erläuterung des kontinuierlichen GlOhzyklus gemäß der Erfindung, Fig. 3 ein Schaublld zur Erläuterung des kontinuierlichen Glühzyklus gemäß der JP-PS 15 046/77,

Fig. 4 ein Schaubild zur Darstellung der Beziehung zwischen dei 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,

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

Flg. 7 ein Schaubild zur Erläuterung der verschiedenen Eigenschaften, erhältlich durch verschiedene primäre Abkühlgeschwindigkeiten R, und sekundäre Abkühlgeschwindigkeiten R₁ nach dem kontinuierlichen Glühen des Stahls A

F i g. 8 ein Schaubild zur Erläuterung der Eigenschaften erhältlich durch verschiedene primäre Abkühl-

geschwlndlgkelten R₁ und sekundäre Abkühlgeschwindigkeiten R₂ nach dem kontinuierlichen Glühen des ,?;

Stahls B,

Flg. 9 ein Schaubild zur Erläuterung der mit verschiedenen Zwischentemperaturen T ?■■■'...iltenen Eigenschaften, wobei die Zwischentemperatur T am Übergang zwischen der primären und der sekundären Abkühlung bei kontinuierlichen Glühen der Stähle A und B Ist, und

Flg. 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 kaltge-

Flg. 3 zeigt den Heizzyklus beim kontinuierlichen Glühen gemäß der JP-PS 15 046/77, wobei T, = maximale Aufheiztemperatur, T₂ = Ausgangstemperatur für die rasche Abkühlung, und wobei während des Zeltraums zwischen ι, und I₂ (h — /;) 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 T₂

rasch abgekühlt wird, bleibt der gelöste Kohlenstoff In dem Ferrit erhalten, so daß die nachfolgende Carbldaus- §

fällung (Tt — 7~s, u — h) wirksam erfolgt. *]

Der erfindungsgemäße Aufheizzyklus Ist In Flg. 2 dargestellt, wobei bei der Temperatur T₁ eine Unterteilung In die ar-Phase und die y-Phase vorliegt und In der ar-Phase etwas Kohlenstoff gelöst Ist. Während der Abkühlung von der Temperatur T₁ mit der primären Abkühlgeschwindigkeit R_u Insbesondere Ts-T₂ und fi-/j, kann der gelöste Kohlenstoff In der ar-Phase In großem Umfang In der nicht umgewandelten y-Phase konzentriert werden, um diese zu stabilisieren. Wenn die Zwischentemperatur / zu hoch Ist, wird die Konzentration unzureichend, während, falls andererseits die Temperatur zu niedrig 1st, sich die y-Phase In eine feine Perlltphase w umwandelt. Daher soll die Zwischentemperatur In einem geeigneten Bereich liegen, Insbesondere 420° CiTi 700⁰C. Wenn die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R, außerordentlich groß Ist, wird die Diffusion gehemmt, durch die sich der Kohlenstoff In der ar-Phase In die y-Phase umwandelt. Daher erfolgt die primäre Abkühlung In vorteilhafter Welse etwas langsamer. Wenn jedoch die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit R, zu klein Ist, so erfolgt die Um-Wandlung der y-Phase in Perlit bei relativ hoher Temperatur in dem Abkühlvorgang vorzeitig, so daß sich eine merkliche Reduktion des Anteils der y-Phase ergibt, die schließlich die Schnellkühl-Umwandlungsphase bilden kann. Daher sollte die primäre Abkühlungsgeschwlndlgkelt R₁ In dem nachstehenden Bereich Hegen: Γ C/s lR,i 25° C/s; vgl. Flg. 8, die eine nur geringfügige Abnahme der Dehnung bei Zunahme von R, bis zu 25° C/s zeigt.

Panach wird die sich noch bei einer Temperatur T befindliche y-Phase rasch auf die Temperatur T₂ oder nledrlger abgekühlt, um die y-Phase In eine Schnellkühl-Umwandlungsphase zu überführen (T₁ 1st die Temperatur, bei der die Schnellkühl-Umwandlungsphase vollständig ausgebildet Ist, und beträgt Insbesondere 200⁰C). Daher sollte die sekundäre Abkühlungsgeschwindlgkeit R₂ höher liegen. Wenn die sekundäre Abkühlungsgeschwlndlgkelt R₂ zu klein Ist, so bildet sich die Schnellkühl-Umwandlungsphase nicht aus und man erhält feines Perlit. Wenn andererseits die Abkühlungsgeschwindigkelt R₂ zu hoch Ist, so bleibt der Kohlenstoff In dem Ferrit bei T ^ gelöst und man erhält eine verminderte Dehnbarkelt, und durch thermische Spannungen kann die Form des Bleches nachteilig verändert werden. Daher Suüie die sekundäre Abkühlüngsgeschwindigkci! R₂ !m Hinblick auf die Dehnungen gemäß den Flg. 7 und 8 In dem nachstehenden Bereich Hegen: 4° C/s iSji 90° C/s.

Wenn ferner die Bedingung R, i A₂ erfüllt 1st, Ist die Umwandlung der y-Phase bei der Temperatur T vollständiger als In dem Fall, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit unterhalb der Zwischentemperatur T höchstens ν bei R, (Insbesondere R₁ ^. R₂) gehalten wird.

Aus dem Vorstehenden ergibt sich das Wesen der vorliegenden Erfindung, nämlich, daß bei der Herstellung von zwelphaslgem Stahl durch Erhitzen In der Zweiphasen (ar + y)-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 y- « Phase ermöglichen, während der Niedertemperaturbereich die Bildung der Schnellkühl-Umwandlungsphase ermöglichen soll.

Die Werte für die Zwischentemperatur 7", die primäre AbkOhlungsgeschwindlgkelt R₁ und die sekundäre Abkühlungsgeschwlndlgkelt R₂ sind durch Versuche festgelegt worden, um, wie die nachstehenden Beispiele erläutern, die Anforderungen an das niedrige Festigkeitsverhältnis und die hohe Dehnbarkelt zu erfüllen.

Fig. 4 zeigt die Beziehung zwischen der raschen Abküh! ingsgeschwlndlgkeit und der Ausgangstemperatur für die Schnellkühlung gemäß der JP-PS 15 046/77 im Vergleich zu der Beziehung zwischen der Abkühlungsgeschwlndlgkelt 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 Al-beruhigter Stahl mit der chemischen Zusammensetzung gemäß Tabelle I wird einer üblichen Endbearbeitung durch Warmwalzen (Endbearbeitungstemperatur = 900° C) unterworfen und bei 550° C aufgewickelt, so, &o daß man ein 2,7 mm dickes, warmgewalztes Stahlband erhält. Dieses warmgewalzte Stahlband wird weiter mit 70% Reduktion kaltgewalzt ur.d 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 1st deutlich in F! g. 5 dargestellt, die die Ergebnisse gemäß Tabelle II graphisch darstellt. Die Einstellung der Abkühlbedingungen erfolgt durch Steuerung der Kühlung mit dem Luftstrahl. Die Abkühlungsbedingung (1) gibt eine monotone Abkühlung wieder, bei der die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen 800 und 200° C etwa 4,3° C/s

beträgt; die Abkühlungsbedingung (2) legt ebenfalls eine monotone Abkühlung fest, bei der die Abkühlungsgeschwlndlgkelt zwischen 800 und 200⁰C etwa 15°C/s betragt, und diese beiden Abkühlungsbedingungen entsprechen dem Stand der Technik. Dagegen legt die Abkühlungsbedingung (3) eine Abkühlung fest, bei der die primäre Abkühlungsgeschwindigkeit Λ ι bis hinunter zur Zwlschenteinperatur T (500⁰C) etwa 9° C/s betragt und die sekundäre AbkOhlungsgeschwlndlgkeit R₁ von 500° C bis hinunter zu 200° C etwa 10°C/s betrögt. Insbesondere Ist die Abkühlungsgeschwlndlgkelt von 800° C bis zu 500° C die gleiche wie bei der Bedingung (1), und die Abkühlungsgeschwlndlgkelt von 500° C bis zu 200⁰C 1st die gleiche wie bei der Bedingung (2). Wenn die Abkühiungsgeschwlndlgkeit über die gesamte Abkühlung von 800° C bis hinunter zu 200° C gemittelt wird, so beträgt die mittlere Abkühlungsgeschwlndlgkelt 9,4° C/s, d. h. einen Zwischenwert zwischen der Bedingung

ίο (1) und der Bedingung (2).

Ausgehend von den Kenntnissen und der Erfahrung des Fachmanns Ist vorherzusagen, daß die Bruchlast zunimmt, die Streckgrenze abnimmt (es Ist Im allgemeinen anzunehmen, daß die Schnellkühl-Übergangsphasc sich leichter ausbildet, da die mittlere Abkühlungsgeschwlndlgkelt für die gesamte Abkühlung zunimmt), und daß die Dehnung abnimmt, und zwar entsprechend der Reihenfolge der Bedingungen (1) — (3) — (2) entspre chend der Reihenfolge der mittleren Abkühlungsgeschwindigkeiten für die gesamte Abkühlung.

Im Gegensatz hierzu zeigen die Ergebnisse, daß die Bruchlast am höchsten und die Streckgrenze am niedrigsten Ist (daher Ist das Festigkeitsverhältnis am niedrigsten), wobei unter der Bedingung (3) eine hohe Dehnbarkelt aufrechterhalten wird.

Beispiel 2

Ein mit Al-Sl beruhigter Stahl B mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle IH wird einer üblichen Endbearbeitung durch Warmwalzen (Endbearbeltungstemperatur = 880° C) unterworfen und bei 620° C aufgewickelt, so daß man ein 1,6 mm dickes, warmgewalztes Stahlband erhält; dieses wird unmittelbar welter In der Zwelphasen-" zone (ar+y) erwärmt und unter den Bedingungen gemäß Tabelle IV abgekühlt. Die erhaltenen Ergebnisse sind In der gleichen Tabelle aufgeführt. Die Beziehung zwischen den Abkühlungsbedingungen und den erhaltenen Eigenschaften sind In Flg. 6 dargestellt. Wie sich deutlich aus den Ergebnissen zeigt, kann man die beste Materialqualität eines zwelphasigen Stahls erhalten, wenn die erflndungsgemaße Abkühlungsbedingung (3) ebenso wie bei dem kaltgewalzten Stahlblech gemäß Beispiel 1 angewendet wird.

Beispiel 3

Das in Beispiel 1 erhaltene kaltgewalzte Stahlblech sowie das In Beispiel 2 erhaltene warmgewalzte Stahlblech werden jeweils nach dem kontinuierlichen Glühen mit verschiedenen primären Abkühlungsgeschwlndlgkelten R₁ und sekundären Abkühlungsgeschwindigkeiten R₂ abgekühlt, wobei die Zwischentemperatur T auf 520° C oder 530° C eingestellt wird. Die Ergebnisse sind In Tabelle V und VI aufgeführt. Die Einstellung der Abküh- !üngsgesch^!r.d!gke!t erfolgt !». den. meisten Fellen 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 zusatzliche Stahlbleche übereinandergelegt werden, wenn eine geringere

•to Abkühlungsgeschwindigkeit erwünscht Ist. Die Ergebnisse In den Tabellen V und VI sind In den Flg. 7 bzw. 8 graphisch dargestellt.

Wenn die Abkühlungsgeschwlndlgkelt R_x 0,5° C/s betragt, so ist es In beiden Fällen unabhängig von der sekundären Abkühlungsgeschwindigkeit R₂ unmöglich, ein niedriges Festigkeitsverhältnis zu erzielen. Wenn andererseits die Abkühlungsgeschwindigkeit R, 40° C/s beträgt, so kann man ein niedriges Festigkeitsverhältnis erhalten, doch Ist die Dehnung merklich verschlechtert. Aus diesen Gründen wird die primäre Abkühlungsgeschwlndlgkelt R₁ durch den nachstehenden Bereich festgelegt: Γ C/s ^. Λ, ^. 25° C/s. Im Hinblick auf dia sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₂ erniedrigt sich das Festigkeitsverhältnis merklich, wenn R₁ < R₂, und der untere Grenzwert für R₂ wird durch das Beispiel auf 4° C/s festgelegt (Fig. 8). Wenn andererseits die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit R₁ 150° C/s erreicht, so nimmt die Dehnung unabhängig von R, ab.

so Daher sollte die sekundäre Abkühlungsgeschwlndlgkelt R₂ die nachstehende Bedingung erfüllen: 4° C/s ^. R₂ ^. 90° C/s und A₁ < A₂.

Beispiel 4

Die gleichen Stahlbleche wie bei Beispiel 3 werden kontinuierlich geglüht und mit verschiedenen Zwischentemperaturen T abgekühlt; die Ergebnisse sind in Tabelle VlI und Fig. 9 dargestellt. Wenn die Zwischentemperatur T höchstens 400° C beträgt, so kann ein gewünschtes, niedriges Festigkeitsverhältnis nicht erreicht werden und wenn die Zwischememperatur T über 700° C liegt, so verschlechtert sich die Dehnung, oder es kann kein niedriges Festigkeitsverhältnis erhalten werden. Daher sollte die Zwischentemperatur gemäß Fig.9 in dem

«> nachstehenden Bereich Hegen: 420° C ^L T ^. 700° C, vorzugsweise 440° C ^. T ^. 680° C (vgl. Tabelle VII).

Beispiel 5

Warmgewalzte Stahlbleche mit niedrigem Kohlenstoffgehalt werden bei der Herstellung unter verschiedenen Bedingungen in der Endbearbeitung warmgewalzt unä aufgewickelt und direkt oder nach dem Kaltwalzen dem zwelphasigen (a+y) kontinuierlichen GSühen 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 Flg. 10 dargestellt.

Wenn das Warmwalzen unter den üblichen Endbearbeltungs- und Aufwickelbedingungen erfolgt, erhöht sich das Festl£,keltsverhaltnls auf 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 (ar+ y) beendet wird, werden aus den nachstehenden Gründen unter 0,6 liegende Festigkeitsverhältnisse sichergestellt. Das Aufwickeln bei hoher Temperatur oder die Endbearbeitung In der Zweiphasenzone far+ y) helm Warmwalzen gewährleistet die Perlltphase (oder Zementlt), bei der C und Mn bereits vor dem kontinuierlichen Glühen konzentriert worden sind, und zu dem Zeltpunkt, wenn diese Phase In der Zweiphasenzone (ar+y) wiedererwärmt und zurück In die y-Phase umgeformt werden, werden C und Mn In der y-Phase wesentlich konzentriert. Die Konzentration In die y-Phase der Bestandteile wird welter während der primären Abkühlung gefördert. Dadurch würde am Ende die Schnellkühl-Umwandlungsphase, Insbesondere das Martenslt ähnlicher einem Doppelmartenslt (dies wird gebildet, wenn eine y-Phase mit relativ hohem Gefüge rasch abgekühlt wird) und nicht einem Lattenmartenslt werden (das gebildet wird, wenn eine y-Phase mit relativ niedrigem Gefüge rasch abgekühlt wird und eine hohe Versetzungsdichte aufweist), so daß die Zersetzung des Martenslts bei etwa 300° C, Insbesondere die Carbldausfällung In der Martensltphase, verzögert wird. Die Carbldausfällung tendiert an den Versetzungen als Fällungskerne stattzufinden, so daß die Zersetzung des Martenslts bei etwa 300° C In einem Lattenmartensit mit hoher Dichte der Versetzungen In kürzerer Zelt erfolgen würde, während die Zersetzung In dem Doppelmartenslt einen längeren Zeltraum erfordern würde. Dieses Beispiel zeigt, daß das Aufwlk-

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Festigkeitsverhältnis eines zwelphaslgen Stahls stabil hält, der durch kontinuierliches Glühen oder durch Abkühlen Lsi niedriger ;n 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 670° C, denn unterhalb diesem Wert wird gemäß Tabelle VIII nicht der gewünschte Effekt erzielt. Wenn andererseits die Aufwickeltemperatur 780° C übersteigt, treten eine übermäßige Kornvergrößcrung und Schwierigkelten bei dem nachfolgenden Entzundern auf. Der obere Grenzwert liegt daher bei 78O⁰C. In den Fällen, wo die Endbearbeitung in der Zweiphasenzone (ar+y) erfolgt, liegt der obere Grenzwert der Endbearbeltungstemperatur bei 820° C und der untere Grenzwert bei 720° C; dieser besonders wirksame Bereich Ist In Tabelle VIII dargestellt. Selbst unterhalb 720° C Ist der Effekt zu beobachten, doch die Walzlast beim Walzen nimmt stark zu. Häher 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 (ar+y) vorzunehmen, wenn das erfindungsgemäße Verfahren mit einer kontinuierlich arbeitenden Glühvorrichtung mit einer vorstehend erwähnten Überalterungszone durchgeführt wird; gleichzeitig muß nicht auf 200° C oder darunter mit der Abkühlungsgeschwindigkeit R₂ abgekühlt werden, doch es genügt, mit Λ₂ 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 ?v1anganantell 0,5% beträgt, so kann das gewünschte, niedrige Festigkeitsverhältnis nicht erzielt werden. Wie mit den Ausfühningsbelsplelen 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 Schweißbarkelt tendenziell ab. Daher beträgt der obere Grenzwert für den C-Antell vorzugsweise 0,12% und der des Mn vorzugsweise 1,7%. Wenn mindestens 0,9% Sl 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 selbst beim erfindungsgemäßen Abkühlen kein merklicher Effekt bezüglich der Absenkung des Festlgkeltsverhälinlsses und keine weitere Verbesserung der Zugfestigkeit und der Dehnung erhalten werden können. Daher 1st es erfindungsgemäß ausreichend, daß der Si-Gehalt die Bedingung Sl S 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 nledrlgem Kohlenstoffgehalt gewünscht wird, so 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 zweiphasiges 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 (a+γ) In der speziellen Stahlzusammensetzung vorliegt, Insbesondere im Bereich von 730 bis 900° C.

Das erfindungsgemäße Verfahren kann auf zweiphasigen Stahl angewendet werden, auf den eine Metallbeschlchtung 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 wischen dem primären und dem sekundären Abkühlen gemäß Flg. 2 liegt.

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 Betriebsbedlneuneen sind besonders vorteilhaft bei der vorliegenden Erfindung, und als besonders vorteilhaft wird

angesehen, daß die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzungen lediglich einen geringen Anteil an Sl ι gegebenenfalls Oberhaupt kein Si enthält, denn ein Sl-Anteil ist bei der Zinkbeschichtung nachteilig.

Tabelle I Analyse des Stahls A (Gewichts-»)

Stahl

Sl

Mn

A 0,052 0,01 1,48 0,010 0,007 0,023

mit Al beruhigter Stahl, 0,8 mm dick, kaltgewalzt

Tabelle II Kontinuierliche Glühbedingungen und Eigenschaften dies Stahls A

kontinuier liches Glühen	Kohlbedingungen	YS N/mm¹	TS N/mm¹	El %	YS/TS	Anm.
800°C (1) 1 min	800° C - 200° C mittl. Kühlge schwindigkeit 4,3° C/s	274,4	327,5	36,0	0,71	konventionelle einfache Kühlung
800°C (2) 1 min	800° C - 200° C mlttl. KOhlge- schwindigkeit 15° C/s	237,4	397,2	32,8	0,59	konventionelle einfache Kühlung
800° C (3) 1 min	800° C - 500° C A₁= 9° C/s 500° C - 200° C R₁ = 10° C/s	181,5	426,7	35,7	0,42	erfindungs gemäße Kühlung

(YS: Streckgrenze, TS: Bruchlast, El: Dehnung) Tabelle HI Analyse des Stahls B (Gewichts-«)

Stahl

Sl

Mn

B 0,091 0,44 1,54 0,012 0,005 0,026

Mit Al-Sl beruhigter Stahl, 1,6 mm dick, warmgewalzt Tabelle IV Kontinuierliche Glühbedingungen und Eigenschaften des Stahls B

kontinuier	Kuhlbedingungen	YS	TS El	YS/TS Anm.
liches Glühen		N/rrtm¹	N/mm¹ %
78O⁰C (1)	780° C - 200° C	382	511 32,0	0,75 konventionelle
2 min	mittl. Kühlge-			einfache
	schwindlgkelt			Kühlung
	3" C/s
780° C (2)	780° C - 200° C	346	520 31,1	0,67 konventionelle
2 min	mlttl. Kühlge-			einfache
	schwlndlgkelt			Kühlung
	8,5° C/s
				0,45erflndungs-
780°C (3)	550° C			gemäße
2 mln780^o C	R₁ =4,8° C/s			Kühlung
	550° C - 200° C
	R:
	6°C/s25256133,5
(YS: Streckgrenze.	TS: Bruchlast, El: Dehnung)

Tabelle V

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

800° C - 520° C	520° C - 200° C	TS	YS/TS	El%	Anm.
Primäre	sekundäre	N/mm²
Kahlgeschwindigkeit	Kühlg-schwindlgkelt
R, °C/s	R, °C/s
0,5	2	378	0,73	36,5
	6	383	0,74	36,3
	30	392	0,74	35,0
	85	411	0,70	34,8
	150	420	0,71	28,5
9	3	387	0,71	36,0
	5	388	0,68	35,5
	10	426	0,43	35,6	Erfindung
	85	437	0,46	33,8	Erfindung
	150	451	η AO vr,-»>-	27,5
15	10	403	0,61	33,0
	30	432	0,47	32,8
	85	447	0,48	32,5	Erfindung
	150	467	0,46	24,9	Erfindung
40	10	456	0,58	26,5
	85	474	0,56	22,5
	150	476	0,55	22,0

kontinuierliches GlQhen: bei 800° C für 1 min Zwischentemperatur T= 520° C

Tabelle Vl

Änderungen der KOhlbedlngung nach dem kontinuierlichen GlQhen und Eigenschaften des Stahls B

760° C - 530° C	530° C - 200° C	TS	YS/TS	El«	Anm.
Primäre	sekundäre	N/mm¹
Kühlgeschwlndlgkelt	KOhlgeschwlndlgkeit
R₁ °C/s	R₁ °C/s
0,5	2	481	0,75	34,5
	15	489	0,77	34,0
	70	515	0,77	32,3
	150	520	0,74	23,9
3	2	489	0,74	33,5
	5	510	0,53	34,6	Erfindung
	20	539	0,49	34,1	Erfindung
	80	549	0,48	32,0	Erfindung
	150	568	0,49	22,5
5	:s	514	0,75	31,9
	I)	559	0,46	33,8	Erfindung
	50	587	0,47	33,2	Erfindung
25	7	532	0,64	31,2
	30	569	0,52	30,5	Erfindung
	70	586	0,49	28,5
	150	60S	0,51	20,1	Erfindung
40	15	589	0,55	25,6
	150	629	0,57	19,1

kontinuierliches Glühen: bei 760° C 3 min Zwischentemperatur T = 530" C

Tabelle VII

Änderungen der Zwischentemperatur T beim Kühlen nach dem kontinuierlichen Glühe Stahle A und B η und Eigenschaften der

Stahl A: Kontinuierliches Glühen: bei 800" C für 1 min Primäre Zwlschen-

Kühlgeschwindigkeit temperatur R, °C/s T *C

sekundäre Kühlgeschwindigkeit Ri °C/s

YS/TS El *

Anm.

8 8 10 9 9 7 4 8

. Stahl B: kontinuierliches Glühen: bei 760° C für 3 min.

360	15
400	15
450	15
500	11
520	12
600	18
680	12
750	12

0,72	35,5	Erfindung
0,71	35,0	Erfindung
0,46	36,5	Erfindung
0,42	35,5	Erfindung
0,43	35,4	Erfindung
0,48	35,4
0,52	35,6
0,70	35,0

Primäre Zwlschen-

Kühlgeschwindlgkeit temperatur R,'C/s T'C

sekundäre Kahlgeschwindigkeit R₁ -C/S

YS/TS El*

Anm.

400	10
440	10
530	7
550	7
650	10
670	15
730	40

0,66	33,5	Erfindung
0,45	33,7	Erfindung
0,46	33,6	Erfindung
0,45	33,3	Erfindung
0,48	34,0	Erfindung
0,49	33,1
0,53	24,5

Tabelle VIII

Auswirkungen der Wiedererwarmung bei niedrigen Temperaturen und Nachbehandlung auf die Eigenschaften des

StahsC

Warmwalzen unter verschiedenen Bedingungen und mit kontinuierlichen Glühen Zusammensetzung des Stahls C (Gew.-*): C 0,083; Sl 0,32; Mn 1,40; P 0,011; S 0,006; Al G,O35

Typ

warmwalzen kontinuierliches Glühen

bei 780° C für 2 min. Endbearbeltungs-

Temp. Kühlung/?, Τ R,

T-C T'C "C/s ⁰C "C/s

abgekühlt

TS	*YS/TS*	EL 9
N/mm¹
516	0,39	35,0
528	0,39	35,5
523	0,42	34,8
514	0,46	34,5
537	0,48	34,7
554	0,44	34,0
567	0,47	32,3
578	0,51	31,1
542	0,38	34,2
544	0,40	34,5
540	0,40	34,0
533	0,44	33,8
550	0.45	33,8
572	0,48	33,0
577	0,42	32,1
575	0,46	31.0

warmgewalzt
mm dick

60«
kaltgewalzt
0,8 mm dick

Hochtemperaturkühlung

üblich

Zwelphasenendbearbeltung

Hochtemperaturkühlung

üblich

Zwelphasenend-

bearbeltung

920	780
900	730
880	670
880	600
820	550
780	530
750	520
720	500
920	780
900	730
880	670
88Q	600
820	550
780	530
750	520
720	500

500

11

10

	YS/TS	EL*	24 340	YS/TS	E!%
	0,46 0.45 0,52	36,1 36,1 35,2		0,42 0,47 0,55	36,0 36,2 35,5
29	0,65	35,0		0,71	35,4
Behandlung bei 300° C für 5 min. Abkühlen mit Luft	0,55 0,55 0,52 0,56	35,2 34,8 33,9 31,8	Nach dem Abkühlen Erhitzen bei 350° C für 1 min, Luftkühlung	0,54 0,56 0,56 0,56	35,0 35,0 33,8 31,6
Ts N/ramj	0,45 0,48 0,50	35,0 35,2 35,0	TS N/rnm²	0,45 0,51 0,48	35,1 34,9 34,9
505 516 515	0,67	34,5	504 517 512	0,73	34,7
500	0,55 0,54 0,54 0,57	J3,8 13,0 32,8	499	0,54 0,56 0,52 0,55	33,9 33,8 32,6 32,2
522 539 551 567	521 528 551 561
529 529 518	523 528 520
515	514
535 548 559 558	536 542 556 554

Tabelle IX

Stahle

Bestandteile (Gew.-SK) C Sl

Mn

Warmwalzen

End- KQhI-

bearb. temp.,

temp., · C ⁰C

kontinuierliches Glühen

Dauertemp.- und Zelt

"C/s

⁵C R₂

•C/s

Ts N/mm²

YS/TS El

D**) 0,02 0,02 1,35 900 700

E**) 0,04 0,51 1,69 890 720

F**) 0,09 0,32 0,54 900 700

G 0,08 0,45 0,90 910 740

H o,10 0,73 1,30 880 690

I 0,09 0,02 1,70 870 620

J 0,11 0,93 1,55 890 600

K") 0,12 1,41 1,59 890 600

800⁰CImIn Kohlen 15° C/s*) 335 0,72 40,3

780° C 1 min Kühlen 10° C/s ·) 439 0,57 34,2

8 550 10 459 0,40 34,5 @ 800° C 1 min Kühlen 10° C/s^#) 352 0,71 42,9

770° C 2 min Kühlen 6°C/s^#) 551 0,56 :i,5

800° C 3 min Kühlen 6°C/s*) 649 0,40 29,5

800⁰CImIn Kühlen 9°C/s^#) 992 0,41 17,2

Anmerkung:

*) durchschnittlich, einfaches Kohlen

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

® bedeutet die kontinuierlichen Glüh- und KQklphasen gemäß der Erfindung; die anderen sind wie üblich einfach gekohlt.

Hierzu 10 Blatt Zeichnungen

11

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung zweiphaslger Stahlbleche, enthaltend 0,03 bis 0,12* C, höchstens 0,8« SI und 0,8 bis 1,7* Mn sowie als Rest Elsen und übliche Verunreinigungen, durch kontinuierliches Glühen von warmgewalztem Stahlblech bei 730 bis 9O0°C und anschlleSendes Abkühlen, dadurch gekennzeichnet, daß man das kontinuierlich geglühte Stahlblech unter den nachstehenden Bedingungen abkühlt:

a) rC/siÄ, ^.25°C/s

mit Ri = mittlere Kühlgeschwindigkeit von der kontinuierlichen Glühtemperatur bis zu einer ZwJschen-¹⁰ temperatur T;

b) 4°C/s^.Ä2^.90°C/s

mit Ri = mittlere Kühlgeschwindigkeit von T bis zu höchstens 200° C,

c) R, < Ri und

•5 d) 420" C j£ T^ 700° C.