SE437852B - Sett vid framstellning av stalplat - Google Patents

Description

- sooa?17-4 fjädring under pressformningen_och alltför låg bearbet- níngs-hårdhetsökande exponent, d.v.s. n-värdet, så att lokal spänning koncentreras, vilket innebär minskning av godstjockleken i stålplåtarna, vilket noterbart leder 5 till alstríng av sprickor. I enlighet därmed har det va- rit svårt att i större utsträckning använda höghållfasta stålplåtar för fordonen trots att man insett nödvändig- heten att använda dem. En höghållfast, kallvalsad stål- plåt med dubbelfasig struktur, känd från USP 3 951 696 10 är utvecklad av oss, så att förhållandet mellan sträck- gränsen och brotthållfastheten är cirka 0,6 eller lägre, är fri från förlängningen vid sträckgränsen och har utomordentlig pressformbarhet. l5 Spännings-töjningsförhållandet för stålet enligt USP 3 951 696 och det vanliga höghållfasta stålet inses från fig. 1, där symbolerna A och B antyder det förra och se- nare stålet respektive. Följande skillnader mellan stå- len A och B vid de karakteristiska egenskaperna för 20 pressformníng kan tillskrivas spännings-töjningsförhål- landet. För det första eftersom sträck/brottgräns-för- hållandet för stålet A är lägre än för stålet B är åter- fjädringstendensen för stålet A lägre än för stålet B.

För det andra eftersom exponenten för hårdhetsökningen 25 genom bearbetning, d.v.s. n-värdet och förlängningen för stål A är större än motsvarande än för stålet B är käns- ligheten för sprickbildning mindre i det förra stålet än i det senare. För det tredje förbättras sträckgränsen även vid en låg spänningsnivå i stålet A, vilket ger stål- 30 plåten en extrem fördelaktig egenskap med hänsyn till pressformníng jämfört med stålet B. För det fjärde är för- hållandet mellan sträckgräns och brottgräns för stålet A lägre än 0,6, vilket på senare tid föredragits av stål- avnämarna för automobildelar. Man kan därför förvänta 35 att en sådan stålplåt som visas i USP 3 951 696 allmänt användes i bilindustrin. 10 15 20 25 BO 80087174: Vi har även föreslagit förfaranden för att framställa stålet med dubbelfasig struktur i följande amerikanska patent. I USP nr 3 951 696 glödgas ett Si-Mn-stål inne- hållande cirka 1 % kisel och cirka 1,5 % mangan konti- nuerligt vid ett temperaturområde för tvåfasig struktur bestående av ferrit (CL) + austenit (¶'). Dessa tempera- turområden omnämnes hädanefter som alfa-gamma temperatur- området för korthets skull. I USP H 062 700 varmvalsas ett stål innehållande från 0,1 till 0,15 % kol och cirka 1,5 % mangan på ett sådant sätt, att slutvalsningstempe- raturen ligger i alfa-gamma temperaturområdet och glöd- gas därefter kontinuerligt i alfa-gamma temperaturområ- det. Genom förfarandena som beskrivs i USP 3 951 696 och H 062 700 stegras härdbarheten för austenit (T') fasen som bildas i alfa-gamma temperaturområdet och därefter omvandlas austenitfasen (1”) till den snabbkylda omvand- lingsfasen genom kylning så att man erhållerden wfimelfasi- ga strukturen. Kylningshastigheten från glödgningstempe- raturen ned till 500° C ligger mellan 0,5 till 300 C/se- kund i USP nr 3 951 696 och kylningshastigheten från glödgningstemperaturen är ej större än omkring l0.000o C/minut, d.v.s. omkring 1670 C/sekund i USP nr H 062 700. Kylningsmönstren, nämligen temperatur-tid- diagrammen för kylningen hos dessa tidigare patent base- ras på premissen att monoton kylning kan genomföras efter glödgningen, emedan ingen avsikt föreligger att konst- gjort ändra kylningshastigheten under kylningssteget en- ligt dessa patent. Sätten enligt dessa tidigare patent är vidare tillämpliga för att alstra höghållfasta stålplå- tar med dubbelfasig struktur med en brotthållfasthet överstigande cirka 60 kg/mm2. Det är emellertid svårt att med dessa förfaranden framställa stålplâtar med dubbelfa- sig struktur med en draghållfasthet av från U0 till 50 kg/mm2. I detta avseende föredrar bilindustrin stål- plåtar med dubbelfasig struktur som har draghållfasthet av från HO till 50 kg/mm2 hellre än de stålplåtar som har en draghållfasthet överskridande 60 kg/mm2, emedan de för- P 001? QUALxTy 10 15 '20 25 30 »800-8717-4 ra stålplåtarna kan i stor omfattning användas för bil- delar. Samtidigt föredrager man hög varmåldringsförmåga efter formning, på grund av en sådan härdbarhet kan de formade detaljernas sträckgräns anmärkningsvärt stegras genom uppvärmning till en temperatur av cirka 1700 C till 2000 C under en tid av några få minuter till nâgra få timmar. En härdningsanordning för färg eller lack kan användas för uppvärmningen för att öka sträckgränsen.

Föreliggande uppfinning avser ett sätt att framställa ett stål med dubbelfasig struktur, där kylningshastighe- ten varieras under kylningen efter den kontinuerliga glödgningen vid alfa-gamma temperaturområdet, varigenom materialegenskaperna förbättras gentemot den tidigare kända tekniken. Sättet enligt föreliggande uppfinning som har ett kylmönster eller en kylkurva inställd för att uppnå ovanstående förbättring måste vara i stånd att därigenom framställa ett stål med dubbelfasig struktur som har en draghållfasthet från H0 till 50 kg/mme och ett förhållande mellan sträckgräns och brottgräns av mind- re än 0,6 och även förmå förbättra materialegenskaperna hos ett stål med dubbelfasig struktur som har en drag- hållfasthet om 60 kg/mm2 eller högre.

Föreliggande uppfinning kommer att i detalj beskrivas i anslutning till de bifogade ritningarna, särskilt fig. 2 - 6, där fig. 1 visar ett diagram för draghållfasthet mot för- längning hos en vanlig höghållfast stålplåt och en stål- plät med dubbelfasig struktur, fig. 2 en kontinuerlig glödgningsvärmningscykel enligt föreliggande uppfinning, fíg. 3 en kontinuerlig glödgningsvärmningscykel såsom den anges i brittiska patentet l H19 YOÄ, 10 15 20 25 30 55 80087174: fig. H ett diagram över förhållandet mellan sättet en- ligt föreliggande uppfinning och brittiska patentet 1 H19 YON när det gäller den snabba kylningshastigheten och begynnelsetemperaturen för snabb kylning, fig. 5 ett diagram över kylningsförhållandena för stål A (kallvalsad stålplåt) efter den kontinuerliga glödg- ningen och fig. 6 visar slutligen ett diagram över kylningsförhål- landena för stålet B (varmvalsad stålplåt).

Grunden för föreliggande uppfinning förklaras härefter i jämförelse med tidigare kända tekniker.

Föreliggande uppfinning och den tidigare kända tekniken hänför sig till en teknik att erhålla en stålplåt med dubbelfasig struktur, där den kallvalsade eller varmval- sade stålplåten först uppvärmes till alfa-gamma tempera- turområdet, för att på så sätt uppdela stålstrukturen i austenitfas och ferritfas och stålplåten kyles sedan snabbt så att man erhåller den dubbelfasiga strukturen.

I sådana stål är kol och mangan oundgängliga komponenter och ingår i en mängd angiven i beroende av de egenskaper som krävs för stålet med den dubbelfasiga strukturen, un- der det att kisel och fosfor är valfria komponenter. Man har ansett enligt den tidigare kända tekniken att när kylningshastigheten i kylningssteget efter uppvärmningen till alfa-gamma temperaturområdet ökar, man uppnår mera tillfredsställande martensitomvandling av austenitfasen och att man sålunda kan erhålla ett bättre stål med dub- belfasig struktur. I enlighet därmed har det varit van- lig praxis att tillämpa en kylningshastighet så stor som möjlig inom gränsen för den maximalt~til1âtna kylnings- hastigheten i en given produktionsanläggning, under för- utsättning att det inte förekommer någon försämring i formen och duktiliteten för stâlplåten. De tidigare kända PooR Quzxrtffflaif 60087174: förfarandena har ej uppmärksammat huruvida materialegen- skaperna i stålet med den dubbelfasiga strukturen påver- kas av kylningsmönstret efter den kontinuerliga glödg- ningen.

I fig. 2 visas en kontinuerlig glödgningsvärmningscykel enligt föreliggande uppfinning. I fig. 2 har temperatu- ren "Tl" glödgningstemperaturen i alfa-gamma temperatur- området, temperaturen "T" är en mellanliggande tempera- l0 tur mellan den primära och sekundär kylningen och tempe- raturen "T2" är en temperatur ej högre än 2000 C. Såsom framgår av fig. 2 utföres kylningen från Tl till T med en relativt långsam hastighet och kylningen under T ned till T2 utföres med en relativt hög hastighet. Tempera- l5 turen T2 är ej högre än 2000 C, så att tillräcklig mängd av den snabbkylda omvandlade fasen bildas för stålet med den dubbelfasiga strukturen. Kylningstekniken enligt fö- religgande uppfinning är därför skild från den tidigare kända tekniken med den monotona kylningshastigheten genom 20 hela kylningssteget. Uppfinnarna har upptäckt att sådana materialegenskaper, som stråckgräns, draghållfasthet och duktilitet i stålplåten framställd genom sättet enligt föreliggande uppfinning är överlägsna motsvarande enligt den tidigare kända tekniken. 25 Enligt föreliggande uppfinning avses ett sätt för att framställa en stålplåt med dubbelfasig struktur, i huvud- sak sammansatt av en ferritfas och åtminstone en snabb- kyld omvandlad fas vald ur gruppen bestående av marten- 30 sitfas, bainitfas och en restaustenitfas och som uppvisar en draghållfasthet ej understigande 40 kg/mm2, utomor- dentlig formbarhet och hög varmåldringsförmåga efter formning. Sättet omfattar enligt uppfinningens utmärkan- de särdrag åtgärderna att: 35 varmvalsa ett stål innehållande från 0,01 till 0,12 % kol och från 0,7 till 1,7 % mangan, åtföljt av upphaspling, 10 15 20 25 50 35 800871741 kontinuerligt glödga stålplåten, som varmvalsats och som undergått ytterligare kallvalsning om nödvändigt vid en glödgningstemperatur i området från 7300 C till 900° C och kyla från glödgningstemperaturen till en temperatur ej högre än 2000 C vid en genomsnittlig kylningshastighet (H1) i området av lo C/sekund § Bl § 500 C/sekund i det primära kylningssteget från glödgningstemperaturen ned till en mellanliggande temperatur (T) i området av H20° C §_T É 700° C och med en genomsnittlig kylningshas- tignet (H2) i området 1oo° c/sekund á ng _5_ 3oo° c/sekund i det sekundära kylningssteget från mellanliggande tem- peraturen (T) ned till temperaturen ej överstigande 2000 C.

Föreliggande uppfinning förklaras mera i detalj jämfört med det kontinuerliga glödgningsförfarandet för en kall- valsad plåt enligt brittiska patentet l H19 YOU, som vi- sar ett liknande sätt som föreliggande uppfínnings vid första ögonkastet. Tekniken beskriven i det brittiska patentet 1 H19 7OÄ hänför sig till den kontinuerliga glödgningen av stålplåtar för allmän formning och syfte att förbättra pressformbarheten och motståndsförmågan mot åldring, som sker vid normal temperatur. Tekniken enligt det brittiska patentet l H19 YOU innebär insikten att beroende på kombinationen av kontinuerlig glödgning följd av snabb kylning vid en förutbestämd utgångstempe- ratur med återuppvärmningsbehandling för åldring efter den kontinuerliga glödgningen, bringas den övermättade fasta lösningen att utskilja kol i ferritfasen så att på önskvärt sätt reglera utskiljningstillståndet före form- ning av en stålplåt. Stålsammansättningen enligt det brittiska patentet 1 H19 TOU anges ej i patentets patent- krav, men inses inom exemplen inom det brittiska patentet ~ att motsvara mjuka stål, såsom ett aluminiumtätat stål, ett otätat stål och ett lockat stål, nämligen stålet som sun grundkomponenter innehåller cirka~0,05 % kol och 0,3 % x Poozåoslàíàerfgsff” 80087174! 10 15 20 25 50 35 mangan. Eftersom austenitfasens härdbarhet i stålsamman- sättningen enligt det brittiska patentet är låg, är hu- vudansträngningen i det brittiska patentet riktat på att behandla kolet i fast lösning i ferritkornen. Motsats till detta är huvudändamålet med föreliggande uppfinning att framställa, ej en stålplåt för allmän formning, utan en höghållfast stålplåt med dubbelstruktur för pressform- ning. Föreliggande uppfinning innebär nämligen den grund- läggande insikten, att austenit (¶")-fasen, som bildas vid alfa-gamma temperaturområdet måste tillräckligt om- vandlas till den snabbt kylda omvandlade fasen, för att bibringa stålplåten den dubbelfasiga strukturen, som uppvisar egenskaper som är önskvärda för pressformningen¿ Sålunda måste stålsammansättningen åtminstone uppvisa 0,7 % mangan för att säkerställa austenitens härdbarhet.

Skillnaderna mellan föreliggande uppfinning och det brittiska patentet l Äl9 YOÄ framgår klart av angivelser- na för varmåldringsbehandlingen enligt det brittiska pa- tentet. I det brittiska patentet bedömes varmåldringsbe- handlingen som utföres vid temperatur av från 3000 C till 5000 C under en period av 30 sekunder eller längre vara oundgänglígen nödvändig för att reglera karbidutskilj- ningen i ferritfasen. I fig. 3 visas en kontinuerlig glödgningsvärmningscykel enligt det brittiska patentet l H19 YOÄ. I fig. 3 betecknar Tl' den maximala värmnings- temperaturen inom rekristallisationstemperaturen för ett mjukt stålband till 8500 C och T2' anger begynnelsetem- peraturen för snabb kylning. Tidsperíoden från tl' till tg' kan vara ett hållningssteg eller ett steg med långsam kylning och synbarligen uppnås upplösningen_av karbid och lösningen av kol i ferritgrundmassan under denna tidspe- riod. Den efterföljande snabba kylningen från temperatu- ren T2' håller-synbarligen en stor mängd kol i fast lös- ning i ferritgrundmassan, vilket är verksamt för karbid- utskiljningen i nästa steg (temperatur Tu'.q>T5', tid tu' _? t5'). Den snabba kylningen-från T2' till T3' ge- 10 20 25 30 55 8008717-4 genomför därför bibehållandet av det fast lösta kolet,. som senare förorsakar en verksam utskiljning av karbid i varmåldringssteget under tiden från tu' till ts' vid en temperatur från Tu' till T5'.

Vid den kontinuerliga glödgningsvärmningscykeln enligt föreliggande uppfinning, som visas i fig. 2 uppdelas stål- strukturen vid temperaturen T1 i austenit (fin)-fasen och ferritfasen (QL), vilken senare innehåller viss mängd kol i lösning. Vid den primära kylningshastigheten, d.v.s.

(Tl - T)/(t2 - tl) koncentreras kolet i fast lösning i ferritfasen till den oomvandlade austenitfasen för att på så sätt stabilisera austeniten. Om den mellanliggande temperaturen (T) är högre än 700° C framskrider denna pro- cess för koncentrationen av kol i austenitfasen endast otillräckligt. Å andra sidan då den mellanliggande tempe- raturen (T) är lägre än U20° C omvandlas austenitfasen på icke önskvärt sätt till en fin perlitfas. Alltför hög primär kylningshastighet (R1) förorsakar undertryckandet av kolets diffusion från alfa till gammafas. Den primära kylningen, som har till ändamål att i huvudsak befordra koldiffusionen bör därför utföras vid en lämplig låg hastighet. Om emellertid den primära kylningshastigheten (Bl) är alltför låg, sker perlitomvandlingen av gammafa- sen vid en relativt hög temperatur, vilket sålunda mini- merar delen gammafas, som kan omvandlas till den snabb- kylda omvandlade fasen i slutprodukten. De maximala och minimala primära kylningshastigheterna (El) bör därför tagas så, att H1 ej är större än 500 C/sekund, men ej är mindre än lo C/sekund (lo C/sekund á RlÉBOO C/sekund). _Som emellertid framgår av tabell 5 föredrages området 1o° c/sekundá al g 5o° c/sekund för att förbättra varm- åldringshärdbarheten efter formning.

Efter den primära kylningen vid en hastighet av Rl ge- nomföres den sekundära kylningen med en kylningshastighet av R2, varvid gammafasen som fortfarande förefinnes vid c1°°°R om d eoos117-u KT! 10 15 20 25 BO 35 10 mellanliggande temperaturen T, kyles ned till temperatu- ren T2 och omvandlar gammafasen till den snabbkylda om- vandlade fasen. Det låga förhållandet mellan sträckgräns och brottgräns som medföljer stålet' med dubbelfasig struktur förmodas härröra från elastiska spänningar och rörliga dislokationer som införes i ferritgrundmassan be- roende på en martensitomvandling av austenitfasen. Det är därför nödvändigt att omvandla gammafasen till den snabbkylda omvandlade fasen. Temperaturen T2 bör vara väl under Ms-(begynnelsetemperatur för martensit)punkten för att säkerställa bildning av den snabbkylda omvandlade fasen och är 200° C. Den sekundära kylningen som har än~ damålet att i huvudsak bilda den snabbkylda omvandlade fasen bör därför utföras med en hög hastighet.

Då den sekundära kylningshastigheten (R2) är alltför låg för att bilda den snabbkylda omvandlade fasen, bildas fin perlit. Då den sekundära kylningshastigheten (R2) är överdrivet hög-skiljeskolet i fast lösning i ferritfasen, som bibehålles vid den mellanliggande temperaturen T, ej ut från ferritfasen och försämrar sålunda slutproduktens duktilitet. Dessutom försämras plåtformen beroende på värmespänningar. Tar man i betraktande sådana nackdelar beroende på alltför hög sekundärkylningshastighet är en låg sekundär kylningshastighet (H2) lägre än 1000 C/se- kund som anges i gssrglsß 5116 fördeisktig med hänsyn till duktilitet och plåtens form i den utsträckning som den snabbkylda omvandlade fasen bildas. I detta fall är emellertid det i fast lösning befintliga kolet i ferrit- fasen i slutprodukten alltför låg, så att varmåldrings- härdbarheten efter formning, som är en av de önskvärda , egenskaperna blir mycket låg. Varmåldringshärdbarheten förorsakas av det faktum, att vid åldringssteget diffun- derar kolatomer till dislokationerna, som har utvecklats i ferritfasen genom den föregående formningen och gör dis- lokationerna orörliga. En viss mängd kol i fast lösning i ferritfasen är därmed nödvändig'för en märkbar varm- 10 15 20 25 30 35 800871741 ll åldringshärdbarhet efter formning. För att sålunda säker- ställa en hög varmåldringshärdbarhet efter bearbetning bör den sekundära kylningshastighet (R2) vara ganska hög. Å andra sidan bör duktiliteten emellertid ej försämras extremt beroende på en hög sekundär kylningshastighet (R2). terna (H2) tages därför så att R2 är ej större än 3000 C/sekund men ej mindre än 1000 C/sekund (1oo° c/sekunaâ H2 < 3oo° c/sekund). _- ~_ Maximala och minimala sekundära kylningshastighe- Vid sättet att framställa en stålplåt med dubbelfasig struktur enligt föreliggande uppfinning bör det högre temperaturområdet och det lägre temperaturområdet för kylningssteget ha individuella funktioner respektive.

Detta innebär, att huvudsakligen kolkoncentrationen i gammafasen och dessutom upprätthållande av en sådan mängd kol i fast lösning i alfafasen såsom kräves för varmåld- ringshärdbarheten efter formning bör uppnås i det högre temperaturområdet, under det att bildningen av den snabbt kylda omvandlade fasen och upprätthållandet av mängden kol i fast lösning nämnd ovan bör säkerställas i det lägre temperaturområdet.

I fig. U är förhållandet mellan utgångstemperaturen för snabb kylning och kylningshastigheten enligt föreliggan- de uppfínning och motsvarande för det brittiska patentet nr 1 H19 ?0U uppenbara.

Stålet som behandlas enligt stegen i föreliggande upp- finning måste åtminstone innehålla 0,01 % kol och åtmin- stone 0,7 Ä mangan. Då emellertid kol och manganhalterna överskrider 0,12 % och 1,7 % respektive försämrar kolet och manganet svetsbarheten. Kisel ökar hållfastheten i stål, men en stor mängd kisel försämrar glödskalavskal- ningsegenskaperna och förorsakar sålunda en degraderad ytkvalitet på en stålplåt. Den maximala kiselhalten är 1,2 %. 800871744 10 15 20 25 30 35 12 Stålet som behandlas genom föreliggande uppfinnings steg kan smältas antingen med användning av en martin-ugn, en konverter eller en elektrisk ugn. Då en relativt låg kolhaltsnivå önskas kan vakuumavgasning tillämpas på stålsmältan. En stålkvalitet kan utgöras av otätat stål, lockat stål, halvtätat Stål eller fullt tätat stål. Ett aluminiumtätat stål med en aluminiumhalt från 0,01 till 0,1 % är emellertid att föredraga. Stålet kan innehålla ej mindre än cirka 0,05 % av åtminstone ett element valt ur gruppen bestående av sällsynta jordartsmetaller, zir- konium (Zr) och kalcium, vilket reglerar de icke metal- liska inneslutningarnas morfologi sammansatta av sulfid och sålunda förbättra böjningsformbarheten.

Tappningen av stålsmältan kan utföras som vanlig göt- tillverkning eller som kontinuerlig gjutning.

Det gjutna stålet underkastas sedan förvalsning och slut- ligen varmvalsning. Det varmvalsade bandet kan ytterli- gare underkastas kallvalsning före den kontinuerliga glödgningen. Eftersom förhållandena för dessa valsningar är väl kända inom stålindustrin beskrives de ej här för korthets skull. Kontinuerlig glödgningstemperatur en- ligt föreliggande uppfinning, representerat av Tl i fig. 2, ligger i alfa-gamma-området, nämligen från 73o° c till 9oo° c (730° c ÉTl §9oo° c).

Sättet enligt föreliggande uppfinning kan användas för framställning av ett stål med dubbelfasig struktur med en metallbeläggning anbringad genom varmdoppníng. När det t.ex. gäller varmförzinkning kyles en stålplåt från Tl till T genom ett lämpligt förfarande, t.ex. anbringandet av gasstrålar med en hastighet angiven av Rl, därefter doppas det genom ett smält zinkbad som hålles vid omkring temperaturen T under några få sekunder. Eftersom ett smältzinkbeläggningsbad vanligen hålles vid U60° ungefär upp till 5000 C passar temperaturen in i det angivna om- ï-r-wwnn-.m-I* J» Pfiašiiiïfl 10 15 20 25 30 35 8008717-4 13 rådet för T. Efter doppningen kyles plåten från T till en temperatur lägre än 2000 C med en hastighet angiven av H2. Dessutom innehåller stålsammansättningen som be- handlas enligt föreliggande uppfinning ej en stor mängd kisel som är fördärvlig för zinkbeläggningen eller stål- sammansättningen kan inte innehålla någon kisel alls.

Därför är stålsammansättníngen fördelaktig för zinkbe- läggning.

Sättet enligt föreliggande uppfinning och skälen till att begränsa processparametrarna såsom T, Rl och R2 förkla- ras härefter medelst exempel.

Exempel l Ett aluminium (Af)-tätat stål (stål AE med den samman- sättning som anges i tabell 1 varmvalsades på normalt sätt (slutvalsningstemperatur 9000 C) och upphasplades vid 5000 C och det så erhållna 2,7 mm tjocka varmvalsade bandet kallvalsades med en reduktion av 70 % för att framställa de 0,8 mm tjocka kallvalsade plåtarna. De kallvalsade plåtarna uppvärmdes till området för alfa- gamma-temperautren och kyldes under de förhållande för kontinuerlig glödgning och kylning som ges i tabell 2.

För att bestämma varmåldringshärdbarheten efter formníng underkastades de kontinuerligt glödgade stålplåtarna mät- ning av 3-procentig plastisk flythâllfasthet vid rums- temperatur under anbringande av 3 % dragspänning. Efter avlastning uppvärmdes plåtarna som utsatts för 3-procen- tig spänning vid 1800 C under 30 minuter och därefter mättes sträckgränsen efter sådan behandling vid rumstem- peratur. Varmåldringshärdbarheten efter formning bestäm- des uttryckt i sträckgränsens ökning jämfört med håll- fastheten vid 3 % plastisk flytning. Varmåldringshärdbar- heten efter formning bestämdes i alla exempel genom för- farandet beskrivet ovan.

GOÛBTIT-læ lä Tabell l Sammansättníng för stål A stålbe- teckning C Si Mn P S Ai A 0,052 0,01 1,08 0,010 0,007 0,023 8008717-4 15 fiwcficwsmflnwm "Hm .pwsuwmmfiflmnppefip “me .mswmwxompßw "www ws:xmw\ooo:Hn uooom I Qom :WQQ Nm ø=zx@w\oomu :.@ wq.o m.>N m.m: @.~N uooom | Qom smyg Am 2 nwuc: uoooæ @c§xww\ooofi~ oooøm | Qom cmfiw Nm U::xwm\oomu ~.n N=.o >.mn m^m= m.wH ooøom - cow away Hm n »mums ooooæ uzsx@m\@0mH pmsmwpwmsmwcfinfizxflwøwä . uzcflë a w.: mm.@ @.~fi Q.H: ~.:~_ Uooøw æ.0oo@w N fiwusz oooow øG:xww\u0mfi: pmßwfiuwmswmcwcfiæxamumë usfiwfi H o.m H~,o 0.@m m.@m O.wN OOOQN m.@o@oæ fl ßwøzø vooow mEE\wx N mEE\wx mEE\wx umucmflfimsmmmwwcficflæx wcficwvmfiw wcfisëhom hm» mB\ww @&% \mí% .iwwc wflflnwsnfiuzox :mm vwsmmnvnmß |mwGHhøHmEmm> wfi> cwøsmfl lfiwflhmmflfimfl < flmvm hmw mwmmxmcwww zoo mmwcwwmflw wflfinwsflflpcox Ufi> cmuflmfiflmflnwm | m Hflmnmß . :åfiglook Qllïflflïf jesoos?1v-4 10 15 20 25 30 35 16 Kylningsförhållandena i tabell 2 illustreras grafiskt i fig. 5. Kylningsförhållandena inställdes genom att regle- ra kylförmågan medelst luftstrålflöde eller luftstrål- flöde inblandat med vattendroppar. Såsom framgår av ta- bell 2 är kylningsförhållandet Q) det bästa med hänsyn till hög duktilitet och lågt förhållande mellan sträck- gräns och brottgräns. Kylningsförhållandet Q) med en _ hög sekundär kylningshastighet är emellertid önskvärt med hänsyn till hög draghållfasthet och hög varmåldringshärd- barhet efter formning.

Exempel 2 Ett aluminium (A2)-kisel(Si)-tätat stål (stål B) med den sammansättning som anges i tabell 3 varmvalsades på nor- malt sätt (slutvalsningstemperatur 880°C) och upphaspla- des vid 6200 C. Det sålunda varmvalsade 1,6 mm tjocka bandet upphettades till alfa-gamma-temperaturområdet och kyldes under kontinuerlig glödgning-och kylningsförhål- landen som anges i tabell Ä.

Kylníngsförhållandena i tabell U illustreras grafiskt i fig. 6.

Såsom framgår av tabell Ä är kylningsförhållandet H med hög sekundär kylningshastighet önskvärd med hänsyn till hög draghållfasthet och hög varmåldringshärdbarhet efter formning.

Tabell 3 Sammansättning för stål B stålbe- teckníng C Si Mn P S AQ B 0,091 0,UÄ l,5U 0,012 0,005 70,026 Éåšäšäíàéëšäšfyhäqïïí ;aous71v-4 17 Poor: ogamo fiwcfløwcmfioßo “Hm .pwopmwoflfimnopoop "ma flwcwowxowopw nwwv u::xmw\oooHfi n _ . oøoom 1 omm cwoo Nm Ä; uGdxmm\oow«n n _ ~,w mq.@ m.wN ~,Nw @.w~ uoomm 1 oæß :wow Hm 1 nous: oooæ» ucsxmm\oow u uooom 1 omm mmoo mm øc:xww\uoæfln u mmpdcwë N man mz.@ m.nm N.>m >.mN ooomm 1 om» swoo am m nous: oøowß @c:xwm\oom“w pmcwfipwmcwwsfimflmxfiwflmë fimuscflñ m 2.: >m.o H.Hm oqßm nnmm U Qom ».u omß N Loos: Q øwß o o o ®n:xmm\o0m umnwwpwæflmwcficflmxflwømë nwpzcwñ m m.N mß.@ o.~m fi.~m m.wm 0 com 4.0 om* H Lowe: 0 om» . o o o _ mEE\mx & mEE\wx mEE\wz cwuzmfifimanmwwwcwnfiæx wcfinwwmflw _ wcwcënow sm» mB\mw Hm mä m» wwfinosnfipcox :Mm pwflhmnflnms Ufi> cwvßmfi ;ww:fiooHmEom> «fiwso@oHHmn m Hmuw Mmm hwmmxmcmww soc wcwcwømfiw wfifiswsfifivnox U«> cwucmfiflwßamm 1 z flflmnmß .Éggosww-h 10 15 20 25 50' 18 Exempel 3 De kallvalsade plåtarna som iordningställdes i exempel l upphettades till alfa-gamma-temperaturområdet åtföljt av kylning vid olika primära kylningshastigheter R1 och sekundänzkylningshastigheter R2 angivna i tabell 5. Mel- lantemperaturen T var konstant 5200 C. Kylningshastig- heterna ínställdes och reglerades genom att reglera kylningsförmågan genom luftstrålflöden eller luftstrål- flöden blandade med vattendroppar. Såsom framgår av tabell 5, då den primära kylningshastigheten R1 är 0,50 C/sekund kan ett lågt förhållande mellan sträck- gräns och brottgräns såsom ett mindre än 0,6 ej erhål- las vid någon nivå på den sekundära kylningshastighe- ten R2. Å andra sidan då den primära kylningshastighe- ten Rl uppgår till H00 C/sekund kan ett lågt förhållande mellan sträckgräns och brottgräns erhållas men förläng- ningen är extremt försämrad och ofördelaktigt påverkad. 300 C är lämplig för det låga förhållandet mellan sträck- gräns och brottgräns och hög duktilitet. Med avseende på varmåldringshärdbarheten efter formning erhålles så- Den primära kylningshastigheten av lo C/sekund š;Rl<í dan härdbarhet av cirka 7 kg/mm2 som maximum vid den primära kylningshastigheten Bl mindre än 100 C/sekund och sådan härdbarhet av 8 kg/mm2 som maximum kan erhål- las vid den primära kylningshastigheten av mer än 10° C/sekund. Den primära kylningshastigheten är därför företrädesvis större än 100 C/sekund men ej större än 309 c/sekund (1o° c/sekundg-.Rl g; 3o° c/sekuna). 10 l5 20 50 19 Tabell 5 80087174: Kylningshastigheter vid kontinuerlig glödgning i för- hållande till egenskaper hos stål A primär kyl- sekundär varmåld- ningshastig- kylningshas- rings- het från tíghet från härdbar- 8oo°c-52o°c 52o°c-2oo°c Ts Ys/Ts E1 % net efter (Rl°C/sek.) (R2°C/sek.) kg/mmz formning kg/mmz 0,5 85 Ül,9 0,70 34,3 3, 150 32,8 0,71 28,5 3,9 9 5 - 39,6 0,68 35,5 3,1 10 ü3,U 0,ü3 35,6 3,2 85 ~ßü,5 0,U6 33,8 H,1 150 U6,0 0,ü9 27,5 6,H 280 U7,2 0,Ä8 27,0 6,7 hoo H7,3 0,h5 22,8 7,0 15 10 Ul,l 0,61 53,0 3,0 30 UH,0 0,Ä7 32,8 ü,{ 85 U5,5 0,48 32,5 U,9 150 U7,6 0,U6 25,9 8,1 H0 10 H6,5 0,58 26,5 , 85 U8,} 0,56 22,5 , 150 U8,5 0,55 22,0 8,0 YS = sträckgräns, brottgräns, El = förlängning Anm: Hållningsförhållanden vid kontinuerlig glödgning 8no° temperaturen vid kylningen var 520° C C under 1 minut och den mellanliggande -v ' ,. ïfí" .-\, ..,. _ 10 .l5 20 25 50 55 3008717-Ä 20 Exempel H De kallvalsade plåtarna enligt exempel l uppvärmdes till alfa-gamma-temperaturområdet åtföljt av kylning med oli- ka primära kylningshastigheter R1, sekundära kylninge- hastigheter R2 och mellanliggande temperatur T angivna i tabell 6.

Såsom framgår av tabell 6 kan vid den mellanliggande tempe- raturen T ev u00° 0 eller lägre det låga förhållandet mellan sträckgräns och brottgräns ej erhållas, under det att vid mellanliggande temperatur T av högre än 7000 C förlängningen försämras. Den mellanliggande temperaturen bör vara från H20° c till 700° 0 (M20° c g T g 700°0).

Tabell 6 Mellantemperaturnivån i förhållande till förhållandet sträckgräns/brottgräns och förlängning. 0 sekundär kyl- primär kyl- mellan- ningshastighet temperatur ningshastighet nl °c/eek. T °c R2 °c/sek. 7 vs/Ts El % 8 ' 360 150 0,72 32,8 8 H00 280 0,71 31,3 10 450 280 0,06 30,2 9 500 250 0,u2 27,0 9 520 250 0,08 27,0 7 600 150 0,H8 27,1 u 600 120 0,52 26,0 8 750 110 0,5h 23,5 YS/TS = sträckgräns/brottgräns, El = förlängning 10 15 8008717-4 21 Éšemgel 5' Stâlplåtar med olika kol, kisel och manganhalter glödga- des kontinuerligt under förhållanden som anges í ta- bell 7. Dessa halter varíerades så att man skulle kunna avgöra sammansättningsgränserna för att erhålla det låga förhållandet mellan sträckgräns och brottgräns.

Såsom framgår av tabell 7 i stål C med 0,005 % C och 1,5 % mangan kan man ej uppnå det låga förhållandet mellan sträckgräns och brottgräns. Tar man detta faktum och resultaten när det gäller stålen D till H i betrak- tande får man anse att åtminstone 0,01 % C och åtmin- stone 0,7 % Mn är nödvändiga enligt uppfinningen för dubbelfasstrukturen och därmed det låga förhållandet mellan sträckgräns och brottgräns. 80087174! 22 omo oßo oN.H No.o oo.o m ooo ooo om.H mfiqfi oH.o o oo» ofio oo.o m=.o oono m oo» ooo =m.o ~m.o ooflo m om» ooo oo.H oo.o mono o ooß ooo om.H Nono mooqo o oo .Qëwvwwsfifimmmsams oo .mëwpnmwcficmfiowšpfiflm :ä fim o . Hmnw wüfidflflmßfimkmwflfifimfifl>fihd> ^&ln.v~.w>v QCwCOQEOS .mxoowu EE æfio .Hmvmflmnfimnm .Hmm nwvfififiuxäø S00 vmfipmmäflfimm I ß Hamann. 800871744 23 wfiflcmcmflnmm n Hm mCmhwpuOhß\mGmLmxomk@w u wB\mw Pwflummwfiflmcßuøhn n mh hwßflflfifi N w.m~ H:.o m.~m QNH omm GH fiwmcs uooßß m Lwußcflå m ~.om ~m.@ w.Qm ONH omm 3 hmmm: uoomm w fiwvßfifiå N fl.mm mm.Q m.m= ofifl omm m Mmmm: uoomm m _ pønfls m Qfimq Nmflo N.~m omm omm m amma: øoocw m »same H W m.>m 01.0 ~.H= omm omg w »mums ooomß Q »amma H m.~: ~m.o @.mm Qom omm w hmmm: oøoow U m ~ss\wx .xww\@0 00 B .x@w\0o Hm wmmzfifimn fimpm mm w@\m» wa wøcmflflmflmwmmwsflcwwmfim pwflfiamßcwpcox ^.mvAomv ß Hflmnmß 8008717-l-r 10 2H Exempel 6' Tabell 8 visar mekaniska egenskaper hos stål med eller utan sådan sulfidform reglerande element såsom Ca eller sällsynta jordartsmetaller. Grundsammansättningen hos stålen och kontinuerliga glödgningscykler ligger inom omrâdet för föreliggande uppfinning. Stålen K och L är varmvalsade dimensioner, och M och N är kallvalsade di- mensioner. Som klart framgår av tabell 8 hjälper sådana sulfidformreglerande element att förbättra duktilitets- parametrar såsom hålvidgníngsförhållandet och Erichsen- värde. fififanf ff' elflfi *íåÅ/à? . 1 šš-àß _ soosv1?-4 25 R wmoqo cwwwfiwcsnamns wwuuwmflfifip Amq + wow ^m R æfio.o cmwwflwcsnawns mwßvmmfifiwp mo .R Nfioßo um flwmfimcmxcwxm fi A4 upmmfififlu ww u .m.c Am xoofiß se oo.H .cofißxswmn w m» wws øwmHm>HHmx AN xoowp EE w.H noflwzmfiwc ummHm>Emm> ^H .omw Qmæ ^m-o.@ .m.: woo.@ Nwqfi ~o.o oæo.@ Awz vamwflfiwu omm ¶ omm hm .m.n æ@@.o @~.H N@“Q Hæ@.o. AN: pvmwfifiwu com omm wm ^=mm@o_@ ^=~o@.o H:.H H>.@ mwo.o flflq ppmmfififiu .

Qom Dow wm ^m.«.= mHO.@ oqqfl @>.@ @>@.@ AHM o .aEm@.HQwmsmms o .mEwpww:fi:mflm>u:Hm ^mA+wov mo w så Hm u Hmpm O O m®amHfimsammmw:ficwHm>Ehm> ^w|uxfi>v w:fi:pwmmcmEEmm .»wUmm>|Gwm:oflQm zoo uwøcmflfimQn®MmwGficwøfi>usflms fl nmwcfimpvmnhmw hwøæucm Eom hwwumwflfifiufifimuwâwunmømow musæwfiflmw hmfiflw mo Som pnwëwflw mnmumw :mus nmfifiw Ume nmpmflmfimum mømwuæflw wwfifihwficflucox won Lmmmxwcwww mxmwcmxwä I w flflmnmß PQOR QUALW aooa?17-4 26 wnfi=wnm~fiwQ H flm xoofiß se 0o.H .noflpxzøwfi R m» wwa @mmHm>HHmx AN xoowu EE w.H nofimcmëwø ømmHm>Emm> ^H .m:mhw»uohn\w:mnwxøwnpm n wH\mw .mcmhwpponn n ma hwøflsxww Q: ~.- | @.w >.w~ Hm_O m.~@ cow Qom om Qmøsø ooøwß Awz nwucsxww oz ~.oH 1 :.w =.æN ~m.@ ~.~@ Qom Qom om wmvs: ooowß AN: nmusflfië N | m.H mqß @.Hm @=.o m.H@ ONH om: ma nwuns uooow ^HA ampßnfië w I w.H ~.> N.om fimflo m.H@ ONH om: mfl fiwøss oooow Afim sa ow\@ Nes\wx § Hm ~sE\wx .w\oo 00 H .m\oo Hmpm mønm> .fifimnnom .såsom pm» m H wnficfifims = . = wB\w» wa m _ m Qmwsuflhm rmwcws nmm amsnmn wcfisfizz nmcwcmwmfiw. |mUfi> uønmflmwcfifi wflfiamßcflucox wflsmafimflfiom |»zHw§ «øHmepm> . . 0 = ^.m@fi0wv I æ Hflmnmß

Claims (7)

1. 0 15 20 25 30 35 8008717-4 27 Qatentkrav l. Sätt vid framställning av stålplåt med dubbelfasig struktur i huvudsak sammansatt av en ferritfas och åt- minstone en snabbkyld omvandlad fas vald ur gruppen be- stående av en martensitfas, en bainitfas och en rest- austenitfas och som uppvisar en draghållfasthet ej under- stigande 40 kg/mmz, utomordentlig formbarhet och hög varmåldringshärdbarhet efter formning innefattande åt- gärderna att: varmvalsa ett stål innehållande från 0,01 till 0,12 % kol Och från 0,7 till 1,7 % mangan följt av upphaspling, kontinuerligt glödga stålplåten, som varmvalsats, vid en glödgningstemperatur i området från 7300 C till 9000 C och kyla plåten från glödgningstemperaturen till en tempera- tur ej högre än 2000 C vid en genomsnittlig kylningshas- tighet (al) i området av 1° c/sekund; R1g3o° c/sekund i det primära kylningssteget från glödgningstemperaturen ned till en mellanliggande temperatur (T) i området av 14200 CÉT-É7OOO C och med en genomsnittlig kylningshas- tighet (H2) i området 1oo° c/sekund;1a2É3oo° c/sekund i det sekundära kylningssteget från den mellanliggande temperaturen (T) ned till temperaturen ej överstigande 2oo° c.

2. Sätt enligt patentkravet l, k ä n n e t e c k n a t av att den varmvalsade plåten vidare underkastas en kall- valsning före den kontinuerliga glödgningen. 5.

Sätt enligt patentkravet l eller 2, k ä n n e - t e c k n a t av att den primära kylningshastigheten (Rl) ligger i området lD° C/sekund;äRl;§50° 0/sekund. 80087174: 10 15 20 28 H.

Sätt enligt patentkravet 3, k ä n n e t e c k n a t av att stålet vidare innehåller mindre än 1,2 % kisel.

5. Sätt enligt patentkravet U, k ä n n e t e c k n a t av att stålet vidare innehåller 0,01 till 0,10 % alumi- nium.

6. Sätt enligt patentkravet H, k ä n n e t e c k n a t av att stålet vidare innehåller mindre än 0,5 % av åt- minstone ett element valt ur gruppen bestående av säll- synta jordartsmetaller, kalcium och zirkonium.

7. Sätt enligt patentkravet l eller 2, k ä n n e - t e c k n a t av att stålplåten föres genom ett smält metallbad, som hålles vid en mellanliggande temperatur T (42o° c :im á=7oo° c) efter kylning från glödgnings- temperaturen till T med en genomsnittlig hastighet angi- ven som Rl (l° C/sekundšä Rl§;30° C/sekund), därefter kyles från T till en temperatur mindre än 200° C med en genomsnittlig hastighet angiven som R2 (1oo° c/sekund;-R2É3oo° c/sekund).