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Procédé pour fabriquer une bande mince en acier doux laminée à froid pour l'emboutissage.
La présente invention concerne un procédé pour fabriquer une bande mince en acier doux laminée à froid pour l'emboutissage.
Pour fabriquer une bande mince destinée à l'emboutissage, on utilise le plus souvent une brame en acier doux, coulée en continu, dont l'épaisseur est en général supérieure à 150 mm, par exemple comprise entre 150 mm et 300 mm. Cette brame est laminée à haute température dans un laminoir dégrossisseur, afin de produire une ébauche dont l'épaisseur est généralement comprise entre 20 mm et 40 mm. Cette ébauche est ensuite laminée dans un train finisseur à chaud jusqu'à l'épaisseur désirée, le plus souvent comprise entre 1,5 mm et 4 mm.
Les aciers doux utilisés actuellement sont-connus-sous les dénominations ELC, pour"Extra Low Carbon"et ULC, pour"Ultra Low Carbon", dont les teneurs en carbone sont inférieures respectivement à 0, 1 % et à 0, 01 %.
Selon la pratique usuelle, le laminage des ébauches jusqu'à l'épaisseur
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désirée est effectué intégralement dans le domaine austénitique, avec des températures de fin de laminage à chaud supérieures à 8500C.
Il a par ailleurs déjà été proposé, notamment dans le brevet BE-A- 08801010, de pratiquer le laminage à chaud de finition dans un domaine de température où l'acier présente une structure ferritique. La température de fin de laminage est alors inférieure à 7800C, par exemple comprise entre 7500C et 300 C ; la bande laminée à chaud est ensuite bobinée à une température inférieure à 7000C, par exemple comprise entre 700 C et 200"C.
Un tel laminage à chaud dans la ferrite permet de produire des bandes à chaud plus douces et plus aisément laminables à froid.
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Quelle que soit la voie choisie pour opérer le laminage à chaud, les bandes à chaud sont refroidies puis laminées à froid jusqu'à l'épaisseur finale désirée. Elles sont ensuite soumises à un recuit de recristallisation, soit en bobines dans un four soit dans une ligne de recuit continu comportant une zone de survieillissement.
Il est bien connu que l'aptitude à l'emboutissage des bandes minces à froid, obtenues à partir de bandes laminées à chaud dans le domaine austénitique, dépend du taux de réduction appliqué lors du laminage à froid.
Cette aptitude à l'emboutissage, exprimée par le coefficient d'anisotropie plastique moyen r, augmente d'abord avec le taux de réduction du laminage à froid, jusqu'à une valeur maximale le plus souvent supérieure à 1,5 obtenue pour un taux de réduction à froid compris entre 70 % et 75 %.
L'aptitude à l'emboutissage de ces bandes à froid diminue ensuite rapidement lorsque le taux de réduction du laminage à froid dépasse 75 %.
Les bandes à froid, obtenues à partir de bandes à chaud laminées dans le domaine ferritique, présentent pour leur part une aptitude à l'emboutissage nettement plus faible que les bandes à-froid d'origine austénitique,dans les mêmes conditions de réduction à froid. En particulier, le coefficient d'anisotropie plastique r de ces bandes vaut à peine 1,3 pour des taux de réduction compris entre 70 % et 75 %.
La présente invention a pour objet un procédé de fabrication d'une bande mince en acier laminée à froid, pour l'emboutissage, qui permet d'améliorer nettement l'aptitude à l'emboutissage de cette bande tout en profitant pleinement des avantages liés à un laminage à chaud de finition de la bande dans le domaine ferritique, avec une température de fin de laminage inférieure à 7800C.
Conformément à la présente invention, un procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux laminée à froid pour l'emboutissage, dans lequel on lamine à chaud un acier doux dans un domaine de température où ledit acier présente une structure ferritique avec une température de fin de laminage inférieure à 780 C pour former une bande à chaud, est caractérisé en ce qu'on lamine ensuite à froid ladite bande à chaud avec un taux de réduction d'épaisseur conférant à la bande à froid un degré d'écrouissage
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final correspondant à un taux de réduction à froid supérieur à 75 %.
Selon une mise en oeuvre particulière, on opère ledit laminage à froid avec un taux de réduction d'épaisseur supérieur à 75 %, et de préférence compris entre 78 % et 85 %.
L'épaisseur de la bande à chaud peut avantageusement être déterminée en fonction de l'épaisseur finale désirée de la bande à froid et du taux de réduction appliqué au laminage à froid.
Du fait qu'une bande à chaud laminée dans la ferrite est plus aisément laminable à froid qu'une bande à chaud laminée dans l'austénite, l'épais- seur de la bande à chaud d'origine ferritique pourra être comprise dans une gamme élargie par exemple entre 1,5 mm et 8 mm, sans qu'il en résulte de difficultés au laminage à froid.
Suivant une autre mise en oeuvre intéressante du procédé de l'invention, on opère ledit laminage à chaud dans la ferrite au moyen de cylindres lubrifiés, avec une température de fin de laminage-laissant subsister dans la bande à chaud un degré d'écrouissage au moins équivalent à celui qui correspond à un taux intermédiaire de réduction à froid de 10 % et on effectue ensuite le laminage à froid avec un taux de réduction égal à la différence entre le taux de réduction final désiré et ledit taux de réduction intermédiaire.
Cette dernière mise en oeuvre permet d'appliquer à la bande d'acier doux un écrouissage total lui assurant une aptitude à l'emboutissage élevée, c'est-à-dire un degré d'écrouissage correspondant à un laminage uniquement à froid avec un taux de réduction d'épaisseur d'au moins 75 %, tout en réalisant ledit écrouissage partiellement au cours du laminage à chaud dans la ferrite et partiellement au cours du laminage à froid avec une réduction d'épaisseur adaptée en conséquence.
Ce cumul des écrouissages à chaud et à froid peut être réalisé sur tout type d'acier ULC (IF et non IF) et ELC. A cet effet, le laminage à chaud dans la ferrite doit être effectué avec des cylindres lubrifiés, afin que les surfaces de la bande ne soient pas déformées par cisaillement ; de
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plus, la température de fin de laminage à chaud dans la ferrite doit être abaissée dans une mesure propre à éviter une recristallisation complète de l'acier afin de laisser subsister un degré d'écrouissage déterminé dans la bande à chaud. Cette température de fin de laminage dépend notamment du type d'acier considéré ; de plus, elle sera avantageusement choisie en fonction du degré d'écrouissage à maintenir dans la bande à chaud.
La combinaison du laminage à chaud dans la ferrite et du laminage à froid avec un taux de réduction accru ou adapté, suivant l'invention, permet d'améliorer sensiblement diverses propriétés des bandes à froid.
En particulier, les bandes à froid en aciers ELC et ULC-non IF, obtenues par le procédé de l'invention, présentent une excellente résistance au vieillissement naturel en raison de l'absence quasi totale d'azote soluble dans ces aciers.
De plus, cette absence d'azote non précipité sur la bande à chaud dans la ferrite entraîne que les microstructures à grains allongés dans la direc-
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tion de laminage, dites microstructures"pancake"classiquement obtenues après un laminage à chaud dans l'austénite, ne sont pas développées après le laminage à froid et le recuit en bobine de bandes à chaud laminées dans la ferrite. Les bandes laminées à froid et recuites, tant en bobine qu'en continu, présentent toujours des microstructures à grains équiaxes. Toutefois, le laminage à froid avec un taux de réduction accru a pour effet de conférer à ces bandes un coefficient d'anisotropie plastique r de l'ordre de 1, 5, qui permet de ranger ces bandes dans la catégorie dite DQ, c'est- à-dire Drawing Quality ou Qualité d'Emboutissage.
Le procédé de l'invention et les avantages qui en découlent seront à présent illustrés par des exemples de bandes minces laminées à froid en aciers ELC et ULC.
Une première partie des bandes ont été laminées à chaud dans le domaine austénitique, laminées à froid avec des taux de réduction croissants puis recuites en continu dans des conditions usuelles. Ces bandes servent de référence.
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Une deuxième partie des bandes ont été laminées à chaud dans le domaine ferritique, avec une structure entièrement recristallisée c. à. d. sans écrouissage résiduel, puis laminées à froid avec des taux de réduction inférieurs à 75 % correspondant aux taux optimaux des bandes austénitiques, et enfin recuites soit en bobine, soit en continu.
Une troisième partie des bandes ont été laminées à chaud dans le domaine ferritique, également avec une structure entièrement recristallisée, puis laminées à froid avec des taux de réduction supérieurs à 75 % suivant la présente invention, et enfin recuites soit en bobine soit en continu.
Une quatrième partie des bandes ont été laminées à chaud dans la ferrite, avec une structure partiellement recristallisée de façon à maintenir dans ces bandes à chaud un degré d'écrouissage-estimé à partir de la dureté des bandes-correspondant à un taux de réduction d'épaisseur à froid supérieur à 10 %, puis laminées à froid de telle sorte que le degré d'écrouissage total corresponde à un taux de réduction d'épaisseur à froid supérieur à 75 %.
Le tableau 1 illustre les améliorations observées sur les bandes à froid traitées par le procédé de l'invention par comparaison avec les bandes obtenues par les méthodes conventionnelles.
On constate que les bandes à froid produites à partir de bandes à chaud laminées dans la ferrite, avec une structure entièrement recristallisée, développent leurs propriétés maximales pour des taux de réduction à froid supérieurs à 75 %. On constate également que les bandes à froid produites à partir de bandes à chaud laminées dans la ferrite, mais présentant une structure encore partiellement écrouie, développent leurs propriétés maximales lorsque le taux de réduction d'épaisseur cumulé est supérieur à 75 %, une partie de l'écrouissage requis étant réalisée par laminage à chaud et le reste étant réalisé par laminage à froid avec des taux de réduction d'épaisseur plus faibles, inférieurs à 75 %.
Par opposition, les bandes à froid obtenues à partir de bandes à chaud laminées dans l'austénite présentent une aptitude à l'emboutissage maximale pour un taux de réduction à froid compris entre 70 % et 75 %.
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Comme on le voit dans ce tableau, les propriétés envisagées ici sont le coefficient d'anisotropie plastique r et l'anisotropie planaire Ar, qui expriment de façon connue l'aptitude à l'emboutissage.
TABLEAU 1.
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<tb>
<tb> acier <SEP> laminage <SEP> réduction <SEP> réduction <SEP> recuit <SEP> r <SEP> Ar
<tb> à <SEP> chaud <SEP> à <SEP> chaud <SEP> à <SEP> froid
<tb> (%)* <SEP> (%)
<tb> ELC <SEP> ferrite <SEP> 0 <SEP> 61 <SEP> continu <SEP> 1,08 <SEP> 0,25
<tb> 0 <SEP> 72 <SEP> continu <SEP> 1,24 <SEP> 0,27
<tb> 0 <SEP> 76 <SEP> continu <SEP> 1,41 <SEP> 0,22
<tb> 0 <SEP> 80 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 53 <SEP> 0,16
<tb> 0 <SEP> 84 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 55 <SEP> 0,08
<tb> 0 <SEP> 89 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 52-0, <SEP> 12
<tb> ELC <SEP> ferrite <SEP> 0 <SEP> 65 <SEP> bobine <SEP> 1,15 <SEP> 0,32
<tb> 0 <SEP> 73 <SEP> bobine <SEP> 1,34 <SEP> 0,27
<tb> 0 <SEP> 77 <SEP> bobine <SEP> 1,52 <SEP> 0,22
<tb> 0 <SEP> 82 <SEP> bobine <SEP> 1,58 <SEP> 0, <SEP> 09
<tb> 0 <SEP> 88 <SEP> bobine <SEP> 1, <SEP> 55-0,
<SEP> 07
<tb> ELC <SEP> austénite <SEP> 0 <SEP> 62 <SEP> continu <SEP> 1,28 <SEP> 0,21
<tb> 0 <SEP> 70 <SEP> continu <SEP> 1,48 <SEP> 0,29
<tb> 0 <SEP> 74 <SEP> continu-1, <SEP> 53 <SEP> 0,22
<tb> 0 <SEP> 79 <SEP> continu <SEP> 1,37 <SEP> 0,12
<tb> 0 <SEP> 83 <SEP> continu <SEP> 1,12 <SEP> 0,05
<tb> 0 <SEP> 86 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 05-0, <SEP> 15
<tb> ULC <SEP> ferrite <SEP> 0 <SEP> 60 <SEP> continu <SEP> 1,12 <SEP> 0,25
<tb> 0 <SEP> 71 <SEP> continu <SEP> 1,27 <SEP> 0,34
<tb> 0 <SEP> 76 <SEP> continu <SEP> 1,52 <SEP> 0,22
<tb> 0 <SEP> 83 <SEP> continu <SEP> 1,62 <SEP> 0,08
<tb> 0 <SEP> 87 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 67-0, <SEP> 09
<tb> ULC <SEP> austénite <SEP> 0 <SEP> 64 <SEP> continu <SEP> 1,32 <SEP> 0,28
<tb> 0 <SEP> 71 <SEP> continu <SEP> 1,48 <SEP> 0,27
<tb> 0 <SEP> 75 <SEP> continu <SEP> 1,49 <SEP> 0,19
<tb> 0 <SEP> 79 <SEP> continu <SEP> 1,28 <SEP> 0,
05
<tb> 0 <SEP> 82 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 05-0, <SEP> 08
<tb> ULC <SEP> ferrite <SEP> 10 <SEP> 50 <SEP> continu <SEP> 1,27 <SEP> 0,28
<tb> 10 <SEP> 60 <SEP> continu <SEP> 1,32 <SEP> 0,38
<tb> 20 <SEP> 60 <SEP> continu <SEP> 1,77 <SEP> 0,24
<tb> 30 <SEP> 50 <SEP> continu <SEP> 1,84 <SEP> 0,32
<tb> 35 <SEP> 40 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 82-0, <SEP> 12
<tb> 45 <SEP> 35 <SEP> continu <SEP> 1, <SEP> 85-0, <SEP> 22
<tb>
"X 11 s'agit ici du taux intermédiaire de réduction a froid, assimilé à un taux de réduction à chaud parce qu'il est réalisé au cours du laminage à chaud dans la ferrite, et estimé à partir de la dureté de la bande à chaud.
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Le tableau 2 montre l'amélioration de la résistance au vieillissement naturel de bandes à froid recuites en continu, obtenues par le procédé de l'invention (I), par rapport à des bandes de référence (R) laminées à chaud dans l'austénite.
Cette amélioration est exprimée par l'accroissement de la limite d'élasticité ARe, en MPa et par la longueur relative, exprimée en %, du palier de la limite d'élasticité après vieillissement de 1 h à lOÛ'C des bandes à froid ayant subi un léger écrouissage superficiel au laminoir de skinpass.
TABLEAU 2
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<tb>
<tb> acier <SEP> laminage <SEP> r <SEP> ARe <SEP> palier
<tb> à <SEP> chaud <SEP> (MPa) <SEP> (%)
<tb> ELC <SEP> I <SEP> ferritique <SEP> 1,53 <SEP> 3 <SEP> 0,8
<tb> l <SEP> ferritique <SEP> 1, <SEP> 55 <SEP> 4 <SEP> 1,2
<tb> R <SEP> austénitique <SEP> 1,48 <SEP> 18 <SEP> 5,3
<tb> R <SEP> austénitique <SEP> 1, <SEP> 53 <SEP> 24 <SEP> 5,8
<tb> ULC <SEP> I <SEP> ferritique <SEP> 1, <SEP> 52 <SEP> 5 <SEP> 1,3
<tb> l <SEP> ferritique <SEP> 1,62 <SEP> 6 <SEP> 1,5
<tb> R <SEP> austénitique <SEP> 1,49 <SEP> 36 <SEP> 6, <SEP> 7
<tb>
On peut constater que les accroissements de la limite d'élasticité (ARe) ainsi que de la longueur du palier de la limite d'élasticité après l'essai de vieillissement sont faibles, puisqu'ils n'excèdent pas respectivement 6 MPa et 1,
5 % pour les bandes en acier ELC et ULC produites suivant l'invention. Ces bandes peuvent être considérées comme non vieillissantes, contrairement aux bandes de référence qui, au vieillissement, accusent des augmentations importantes de la limite d'élasticité (ARe =18-36 MPa) et de la longueur du palier de la limite d'élasticité (5, 3-6, 7 %).
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Method for making a thin strip of cold rolled mild steel for stamping.
The present invention relates to a method for manufacturing a thin strip of cold-rolled mild steel for stamping.
To manufacture a thin strip intended for stamping, a mild steel slab is used, continuously cast, the thickness of which is generally greater than 150 mm, for example between 150 mm and 300 mm. This slab is rolled at high temperature in a roughing rolling mill, in order to produce a blank whose thickness is generally between 20 mm and 40 mm. This blank is then rolled in a hot finishing train to the desired thickness, most often between 1.5 mm and 4 mm.
The mild steels currently used are known under the names ELC, for "Extra Low Carbon" and ULC, for "Ultra Low Carbon", whose carbon contents are respectively less than 0.1% and 0.01%.
According to the usual practice, the rolling of the blanks to the thickness
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desired is carried out entirely in the austenitic field, with temperatures of end of hot rolling higher than 8500C.
It has moreover already been proposed, in particular in patent BE-A-08801010, to practice finishing hot rolling in a temperature range where the steel has a ferritic structure. The end of rolling temperature is then less than 7800C, for example between 7500C and 300 C; the hot-rolled strip is then wound at a temperature below 7000C, for example between 700 C and 200 "C.
Such hot rolling in ferrite makes it possible to produce softer hot strips and more easily cold rollable.
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Whatever the route chosen to operate the hot rolling, the hot strips are cooled and then cold rolled to the desired final thickness. They are then subjected to recrystallization annealing, either in coils in an oven or in a continuous annealing line comprising an overaging zone.
It is well known that the ability to stamp thin cold strips, obtained from hot rolled strips in the austenitic field, depends on the reduction rate applied during cold rolling.
This drawing ability, expressed by the mean plastic anisotropy coefficient r, increases first with the reduction rate of cold rolling, up to a maximum value more often than 1.5 obtained for a rate cold reduction between 70% and 75%.
The cold stamping ability of these strips then decreases rapidly when the reduction rate of cold rolling exceeds 75%.
Cold strips, obtained from hot rolled strips in the ferritic field, for their part have a significantly lower drawing ability than cold strips of austenitic origin, under the same cold reduction conditions . In particular, the plastic anisotropy coefficient r of these bands is barely 1.3 for reduction rates between 70% and 75%.
The subject of the present invention is a process for manufacturing a thin strip of cold-rolled steel, for stamping, which makes it possible to significantly improve the ability to stamp this strip while fully taking advantage of the advantages associated with a hot finish rolling of the strip in the ferritic field, with an end of rolling temperature below 7800C.
According to the present invention, a method of manufacturing a thin strip of cold-rolled mild steel for stamping, in which a mild steel is hot rolled in a temperature range where said steel has a ferritic structure with a temperature end of rolling less than 780 ° C. to form a hot strip, is characterized in that said hot strip is then cold rolled with a reduction in thickness giving the cold strip a degree of work hardening
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final corresponding to a cold reduction rate greater than 75%.
According to a particular implementation, said cold rolling is carried out with a thickness reduction rate greater than 75%, and preferably between 78% and 85%.
The thickness of the hot strip can advantageously be determined as a function of the desired final thickness of the cold strip and of the reduction rate applied to cold rolling.
Because a hot-rolled strip in ferrite is more easily cold rollable than a hot-rolled strip in austenite, the thickness of the hot strip of ferritic origin may be included in a range widened for example between 1.5 mm and 8 mm, without this resulting in difficulties in cold rolling.
According to another advantageous implementation of the process of the invention, said hot rolling is carried out in the ferrite by means of lubricated cylinders, with an end of rolling temperature-leaving in the hot strip a degree of work hardening. less equivalent to that which corresponds to an intermediate rate of cold reduction of 10% and then cold rolling is carried out with a reduction rate equal to the difference between the desired final reduction rate and said intermediate reduction rate.
This latter implementation makes it possible to apply a total work hardening to the strip of mild steel ensuring a high drawing ability, that is to say a degree of work hardening corresponding to a cold rolling only with a thickness reduction rate of at least 75%, while performing said work hardening partially during hot rolling in the ferrite and partially during cold rolling with a thickness reduction adapted accordingly.
This accumulation of hot and cold work hardening can be carried out on any type of ULC (IF and non-IF) and ELC steel. For this purpose, hot rolling in the ferrite must be carried out with lubricated cylinders, so that the surfaces of the strip are not deformed by shearing; of
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more, the temperature of end of hot rolling in the ferrite must be lowered to an extent suitable for avoiding complete recrystallization of the steel in order to allow a determined degree of work hardening to remain in the hot strip. This end of rolling temperature depends in particular on the type of steel considered; in addition, it will advantageously be chosen as a function of the degree of work hardening to be maintained in the hot strip.
The combination of hot rolling in ferrite and cold rolling with an increased or adapted reduction rate, according to the invention, makes it possible to substantially improve various properties of the cold strips.
In particular, the cold bands made of ELC and ULC-non-IF steels, obtained by the process of the invention, exhibit excellent resistance to natural aging due to the almost total absence of soluble nitrogen in these steels.
In addition, this absence of non-precipitated nitrogen on the hot strip in the ferrite causes the microstructures with elongated grains in the direction
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tion of rolling, known as "pancake" microstructures conventionally obtained after hot rolling in austenite, are not developed after cold rolling and hot rolled annealing of strips rolled in ferrite. Cold rolled and annealed strips, both in reel and continuous, always have microstructures with equiaxed grains. However, cold rolling with an increased reduction rate has the effect of giving these bands a plastic anisotropy coefficient r of the order of 1.5, which allows these bands to be classified in the category known as DQ, c ' ie Drawing Quality or Stamping Quality.
The process of the invention and the advantages which ensue therefrom will now be illustrated by examples of thin cold-rolled strips of ELC and ULC steels.
The first part of the strips were hot rolled in the austenitic field, cold rolled with increasing reduction rates and then continuously annealed under usual conditions. These bands serve as a reference.
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A second part of the strips were hot rolled in the ferritic field, with a fully recrystallized structure c. at. d. without residual work hardening, then cold rolled with reduction rates lower than 75% corresponding to the optimal rates of the austenitic bands, and finally annealed either in coil, or continuously.
A third part of the bands were hot rolled in the ferritic field, also with a fully recrystallized structure, then cold rolled with reduction rates greater than 75% according to the present invention, and finally annealed either in coil or continuously.
A fourth part of the strips were hot rolled in ferrite, with a partially recrystallized structure so as to maintain in these hot strips a degree of work hardening-estimated from the hardness of the strips-corresponding to a reduction rate d 'cold thickness greater than 10%, then cold-rolled so that the degree of total work hardening corresponds to a reduction rate in cold thickness greater than 75%.
Table 1 illustrates the improvements observed on the cold strips treated by the process of the invention by comparison with the strips obtained by the conventional methods.
It is found that the cold strips produced from hot strips rolled in ferrite, with a fully recrystallized structure, develop their maximum properties for cold reduction rates greater than 75%. It is also found that the cold strips produced from hot strips rolled in ferrite, but having a structure which is still partially hardened, develop their maximum properties when the rate of reduction in cumulative thickness is greater than 75%, part of the required work hardening being carried out by hot rolling and the rest being carried out by cold rolling with lower thickness reduction rates, less than 75%.
In contrast, the cold strips obtained from hot strips laminated in austenite have a maximum drawing ability for a cold reduction rate of between 70% and 75%.
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As can be seen in this table, the properties considered here are the plastic anisotropy coefficient r and the planar anisotropy Ar, which express in a known manner the ability to stamp.
TABLE 1.
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<tb>
<tb> steel <SEP> rolling <SEP> reduction <SEP> reduction <SEP> annealing <SEP> r <SEP> Ar
<tb> to <SEP> hot <SEP> to <SEP> hot <SEP> to <SEP> cold
<tb> (%) * <SEP> (%)
<tb> ELC <SEP> ferrite <SEP> 0 <SEP> 61 <SEP> continuous <SEP> 1.08 <SEP> 0.25
<tb> 0 <SEP> 72 <SEP> continuous <SEP> 1.24 <SEP> 0.27
<tb> 0 <SEP> 76 <SEP> continuous <SEP> 1.41 <SEP> 0.22
<tb> 0 <SEP> 80 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 53 <SEP> 0.16
<tb> 0 <SEP> 84 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 55 <SEP> 0.08
<tb> 0 <SEP> 89 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 52-0, <SEP> 12
<tb> ELC <SEP> ferrite <SEP> 0 <SEP> 65 <SEP> coil <SEP> 1.15 <SEP> 0.32
<tb> 0 <SEP> 73 <SEP> coil <SEP> 1.34 <SEP> 0.27
<tb> 0 <SEP> 77 <SEP> coil <SEP> 1.52 <SEP> 0.22
<tb> 0 <SEP> 82 <SEP> coil <SEP> 1.58 <SEP> 0, <SEP> 09
<tb> 0 <SEP> 88 <SEP> coil <SEP> 1, <SEP> 55-0,
<SEP> 07
<tb> ELC <SEP> austenite <SEP> 0 <SEP> 62 <SEP> continuous <SEP> 1.28 <SEP> 0.21
<tb> 0 <SEP> 70 <SEP> continuous <SEP> 1.48 <SEP> 0.29
<tb> 0 <SEP> 74 <SEP> continuous-1, <SEP> 53 <SEP> 0.22
<tb> 0 <SEP> 79 <SEP> continuous <SEP> 1.37 <SEP> 0.12
<tb> 0 <SEP> 83 <SEP> continuous <SEP> 1.12 <SEP> 0.05
<tb> 0 <SEP> 86 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 05-0, <SEP> 15
<tb> ULC <SEP> ferrite <SEP> 0 <SEP> 60 <SEP> continuous <SEP> 1.12 <SEP> 0.25
<tb> 0 <SEP> 71 <SEP> continuous <SEP> 1.27 <SEP> 0.34
<tb> 0 <SEP> 76 <SEP> continuous <SEP> 1.52 <SEP> 0.22
<tb> 0 <SEP> 83 <SEP> continuous <SEP> 1.62 <SEP> 0.08
<tb> 0 <SEP> 87 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 67-0, <SEP> 09
<tb> ULC <SEP> austenite <SEP> 0 <SEP> 64 <SEP> continuous <SEP> 1.32 <SEP> 0.28
<tb> 0 <SEP> 71 <SEP> continuous <SEP> 1.48 <SEP> 0.27
<tb> 0 <SEP> 75 <SEP> continuous <SEP> 1.49 <SEP> 0.19
<tb> 0 <SEP> 79 <SEP> continuous <SEP> 1.28 <SEP> 0,
05
<tb> 0 <SEP> 82 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 05-0, <SEP> 08
<tb> ULC <SEP> ferrite <SEP> 10 <SEP> 50 <SEP> continuous <SEP> 1.27 <SEP> 0.28
<tb> 10 <SEP> 60 <SEP> continuous <SEP> 1.32 <SEP> 0.38
<tb> 20 <SEP> 60 <SEP> continuous <SEP> 1.77 <SEP> 0.24
<tb> 30 <SEP> 50 <SEP> continuous <SEP> 1.84 <SEP> 0.32
<tb> 35 <SEP> 40 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 82-0, <SEP> 12
<tb> 45 <SEP> 35 <SEP> continuous <SEP> 1, <SEP> 85-0, <SEP> 22
<tb>
"X 11 is here the intermediate rate of cold reduction, assimilated to a rate of hot reduction because it is carried out during hot rolling in ferrite, and estimated from the hardness of the strip to hot.
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Table 2 shows the improvement in the resistance to natural aging of continuously annealed cold strips obtained by the process of the invention (I), compared with reference strips (R) hot rolled in austenite. .
This improvement is expressed by the increase in the elastic limit ARe, in MPa and by the relative length, expressed in%, of the plateau of the elastic limit after aging for 1 hour at 10 ° C. of the cold strips having undergone a slight surface hardening with the skinpass rolling mill.
TABLE 2
EMI7.1
<tb>
<tb> steel <SEP> rolling <SEP> r <SEP> ARe <SEP> bearing
<tb> to <SEP> hot <SEP> (MPa) <SEP> (%)
<tb> ELC <SEP> I <SEP> ferritic <SEP> 1.53 <SEP> 3 <SEP> 0.8
<tb> l <SEP> ferritic <SEP> 1, <SEP> 55 <SEP> 4 <SEP> 1,2
<tb> R <SEP> austenitic <SEP> 1.48 <SEP> 18 <SEP> 5.3
<tb> R <SEP> austenitic <SEP> 1, <SEP> 53 <SEP> 24 <SEP> 5.8
<tb> ULC <SEP> I <SEP> ferritic <SEP> 1, <SEP> 52 <SEP> 5 <SEP> 1,3
<tb> l <SEP> ferritic <SEP> 1.62 <SEP> 6 <SEP> 1.5
<tb> R <SEP> austenitic <SEP> 1.49 <SEP> 36 <SEP> 6, <SEP> 7
<tb>
It can be seen that the increases in the elastic limit (ARe) and in the length of the plateau of the elastic limit after the aging test are small, since they do not exceed 6 MPa and 1 respectively,
5% for the ELC and ULC steel strips produced according to the invention. These bands can be considered as not aging, unlike the reference bands which, with aging, show significant increases in the elastic limit (ARe = 18-36 MPa) and in the length of the stage of the elastic limit ( 5, 3-6, 7%).