"Procédé de fabrication de bandes ou de tôles d'acier contenant
des éléments formateurs de carbures et de nitrures"
Priorité de la demande de brevet déposée au Japon le 10 septembre
1976 sous le n[deg.] 51-108476, au nom de la Société susdite.
A toute fin utile, la Déposante déclare l'existence des quatre demandes de brevet déposées au Japon,respectivement le 26 mars
1975 sous le n[deg.] 50-36278, le 2 mars 1976 sous le n[deg.] 51-21794,
le 10 mars 1976 sous le n[deg.] 51-25719 et le 28 avril 1976 sous le
n[deg.] 51-47845, toutes . ^ quatre au nom de la Société susdite, non
encore accordées à ce jour.
La présente invention a trait à un procédé de fabrication de bandes ou de tôles d'acier à faible teneur en carbone contenant des éléments formateurs de carbures et de nitrures. Plus particulièrement, la présente invention procure un nouveau processus de laminage à chaud, basé sur un nouveau principe métallurgique, permettant d'obtenir un produit en acier qui possède d'excellentes qualités, telles que l'aptitude à l'emboutissage profond ou une haute résistance, en comparaison avec un produit en acier obtenu par un processus classique de laminage à chaud.
ETAT ACTUEL DE LA TECHNIQUE
Dans la pratique actuelle de la fabrication de bandes ou de tôles d'acier, la matière de départ est une brame d'acier produite à partir d'un lingot ou d'un bloom, ou encore par un procédé de coulée tel que la coulée continue. La brame d'acier ainsi produite est refroidie
à la température ambiante, après quoi cette brame est chauffée à une temprérature de l'ordre de 1200 à 1300[deg.]C pendant plus de trois heures dans un four à réchauffer
les brames. Elle passe ensuite dans un laminoir à chaud
et est laminée à chaud à l'épaisseur voulue.
A partir du temps où s'est développée la technique de coulée continue, il a été le souhait des hommes de l'art d'être capables de laminer en continu une brame d'acier coulé se trouvant immédiatement à haute température, c.-à-d. sans qu'on soit obligé de la réchauffer.
Ce procédé de laminage immédiat ou direct de l'acier coulé, appelé ci-après procédé direct de laminage à chaud, est bien connu et couramment appliqué et il été proposé différentes manières d'appliquer ce procédé. Dans le passé, le principal but recherché par ce procédé direct de laminage à chaud a été de rendre continues les étapes de fabrication de la coulée et du laminage à chaud et d'économiser de l'énergie par rapport au procédé classique selon lequel
la brame est refroidie à température ambiante et réchauffée dans un four de réchauffage de brames avant d'être laminée à chaud. On n'a pas tenu compte des problèmes techniques
à résoudre dans ce procédé direct de laminage à chaud ni de l'influence que ce procédé exercerait, au point de
vue métallurgique, sur le produit fini.
Les inventeurs du présent procédé ont étudié soigneusement la relation qui existe entre une courbe de chauffage de brame d'acier et celle d'une bande d'acier laminée à chaud, et ils ont découvert une relation importante entre ces deux étapes.
SOMMAIRE DE L'INVENTION
La présente invention se base sur la découverte décrite ci-dessus et se propose comme objet principal l'amélioration de la qualité du produit fini fabriqué selon un procédé dans lequel un acier contenant des éléments formateurs de carbures et de nitrures tels que de l'aluminium soluble (appelé ci-après également Al sol.), du titane, du vanadium et du niobium est laminé par un procédé direct de laminage à chaud, sans être refroidi entre la coulée continue et le laminage à chaud.
Un autre objet de la présente invention est de fournir un procédé permettant de produire un acier pour emboutissage profond en utilisant comme matière première un acier calmé à l'aluminium et un procédé pour produire un acier à haute résistance en utilisant cocaae matière première un acier calmé au silicium et à l'aluminium, lequel acier contient au moins un élément formateur de carbures et de nitrures.
Un autre objet encore de la présente invention est de fournir un procédé permettant de produire un acier à haute résistance autre qu'un acier calmé au silicium et
à l'aluminium, qui contienne comme éléments formateurs du titane, du vanadium ou du niobium.
On obtient comme résultat un acier de qualité supérieure si on le compare à un acier produit selon le prêocédé classique comprenant des étapes de refroidissement et de réchauffage.
Plus particulièrement, la présente invention fournit un procédé pour produire une bande ou tôle d'acier faiblement allié, lequel procédé comprend les étapes de maintien de la température d'une brame d'acier coulé ou d'acier en bloom, contenant au moins un élément formateur de carbures ou de nitrures choisi dans un groupe comprenant 0,015 à 0,10 % d'aluminium soluble, 0,01 à 0,10 %
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niobium, au-dessus du point Ar3, de manière à garder les éléments formateurs de carbures ou de nitrures en solution de l'étape de coulée ou de formation du bloom jusqu'à l'étape de laminage à chaud et à effectuer directement le laminage à chaud à une température supérieure au point
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la température au-dessus du point Ar3.
BREVE DESCRIPTION DES DESSINS
L'invention est décrite ci-après en détail avec référence à la figure annexée, qui est une courbe indiquant la relation qui existe entre la résistance à la traction de l'acier fini et la température minimale de la brame avant laminage.
DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION
En principe, le procédé faisant l'objet de la présente invention porte sur le laminage à chaud d'une brame d'acier contenant au moins un élément formateur de carbure ou de nitrure tel qu'aluminium soluble, titane, vanadium ou niobium, duquel acier, pendant qu'il se déplace de l'étape de coulée ou de formation du bloom à celle du laminage à chaud, la température est maintenue au-dessus
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tenu, les carbures ou nitrures qui sont précipités après laminage à chaud sont précipités de façon uniforme et finement dispersés dans l'acier chaud pendant les étapes suivantes. Ces précipités ont, au cours des étapes suivantes, une action efficace entraînant une amélioration de la qualité du produit fini.
Selon le procédé classique de fabrication de tôle
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est refroidi à une température ambiante avant d'être laminé à chaud. Les carbures et nitrures sont entièrement précipités et leur précipitation est suivie d'un fort grossissement des grains en cours de refroidissement. Pour cette raison, dans le processus classique, un réchauffage de plusieurs heures à haute température est nécessaire pour redissoudre ces précipités et les maintenir à l'état dissous avant d'entamer l'opération de laminage à chaud.
Cependant, même si ces précipités sont entièrement dissous à nouveau au cours de l'étape de réchauffage, chaque élément n'est pas de nouveau complètement et uniformément dispersé dans l'acier à l'état dissous. Pour cette raison, quand les carbures et les nitrures sont à nouveau 1
précipités au cours des étapes suivantes, ils ne sont pas
de nouveau précipités de façon uniforme et ne sont pas efficace pour conférer à l'acier les qualités souhaitées.
Dans une brame chaude, produite par un procédé à lingotière ou par un procédé de coulée continue, chaque élément se trouve à l'état dissous et uniformément dispersé, et la présente invention utilise effectivement cet acier comme matière première pour fabriquer un produit fini possédant une qualité d'aptitude à l'emboutissage profond
ou de haute résistance.
Les précipités de carbures et de nitrures qui présentent une influence importante sur la qualité de l'acier sont le nitrure d'aluminium et le carbure de titane, auxquels s'ajoutent le cyanure de vanadium et le cyanure
de niobium. Les inventeurs du présent procédé ont étudié
le comportement de ces précipités en ce qui concerne la coulée de lingots, la coulée continue, le chauffage, le laminage à chaud et le recuit respectivement et, en se basant sur les résultats de ces études, ont déterminé la condition la plus favorable pour produire des bandes ou des tôles d'acier contenant au moins un des éléments choisis dans le groupe aluminium soluble, titane, vanadium et niobium pour permettre d'atteindre l'objet de la présente invention.
Selon le procédé de cette invention, des éléments formateurs de carbures et de nitrures sont maintenus à l'état dissous dans l'acier en maintenant celui-ci à une température supérieure au point Ar3 de l'étape de coulée
ou de la formation du bloom jusqu'au début du laminage à chaud, et alors la brame est directement laminée à chaud sans permettre à sa température de trop baisser.
Si nécessaire, un chauffage additionnel est permis, de manière à maintenir une température uniforme de toute la brame. Ce chauffage s'effectue en chauffant la brame à une température inférieure à 1280[deg.]C, de préférence non
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fait dans un processus classique de réchauffage à haute température.
Les précipités ont plusieurs fonctions. L'une de celles-ci est de réguler la texture de recristallisation, et une autre est de réguler les dimensions et la forme des grains recristallisês et, en outre, d'obtenir une certaine résistance de l'acier.
Les aspects les plus importants de ces précipités sont le moment où ils se forment et la forme physique des précipités, ainsi que leur dispersion dans l'acier. Si,
par exemple, nous utilisons de l'acier calmé à l'aluminium pour produire une tôle d'acier laminée à froid, il est important de réguler la texture des grains recristallisés de manière à produire un acier présentant une bonne aptitude à l'emboutissage profond, en développant une structure
de recristallisation favorable à l'emboutissage profond.
Pour atteindre ce but, selon la méthode classique, après laminage à chaud, l'aluminium et l'azote sont maintenus en solution, par exemple, en enroulant la bande laminée à chaud à basse température, par exemple une température de 500 à 650[deg.]C, et l'aluminium et l'azote sont précipités sous forme de nitrure d'aluminium au moment du recuit après laminage à froid.
Suite à une étude étendue des conditions de précipitation du nitrure d'aluminium dans un acier calmé à l'aluminium, les inventeurs du présent procédé ont également découvert un moyen particulier pour réaliser l'état le
plus favorable des précipités, ce qui comprend l'alimenta- <EMI ID=6.1>
la température de la brame de tomber en dessous du point Ar3 entre l'étape de coulée et celle du laminage. Selon
la présente invention, un recuit subséquent peut être effectué par un procédé de recuit en boite ou un procédé
de recuit continu. Si l'on adopte un procédé de recuit continu, une température supérieure de bobinage de 650 à
750[deg.]C après laminage à chaud favorise l'aptitude des tôles
à l'emboutissage.
Dans le procédé classique décrit ci-dessus, quand on effectue le réchauffage, de pratique courante, pendant plusieurs heures avant d'introduire la brame dans le laminoir à chaud, la brame refroidie doit être chauffée à nouveau pendant plus de trois heures à une température supérieure à 1200[deg.]C dans le four de réchauffage pour redissoudre l'aluminium et l'azote. Cependant, même en chauffant à cette température et pendant ce temps, ces éléments ne sont pas uniformément dispersés dans la brame réchauffée.
D'autre part, conformément à la présente invention, il a été découvert que pour une brame coulée en continu
ou une brame provenant d'un bloom d'acier en acier calmé
à l'aluminium, la précipitation de nitrure d'aluminium
n'a pas lieu entre la formation à haute température de
la brame et le laminage à chaud si la température de la brame est maintenue au-dessus de la température relativement
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tion peut donc faire en sorte que ces précipités produisent leurs effets les meilleurs au cours des étapes successives où le métal est amené progressivement à l'état de produit fini.
Quand un matériau doux, tel que l'acier calmé à l'aluminium dont il a été question plus haut, est utilisé en suivant la méthode de la présente invention pour pro-
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à devenir une tôle laminée à froid, la composition de l'acier doit être maintenue dans les tolérances suivantes :
C � 0,15 %
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le reste étant constitué par du fer et des impuretés.
La teneur en carbone ne doit pas dépasser 0,15 % parce que s'il est présent à une teneur de plus de 0,15 %,
il entraîne un effet de trempe de la tôle laminée à chaud
et ensuite à froid, et réduit en outre l'usinabilité.
La teneur en manganèse, de son côté, ne doit pas dépasser 0,50 % pour assurer une bonne usinabilité, parce
que si elle dépasse les 0,50 %, l'usinabilité s'en trouve très détériorée.
En outre, dans un acier calmé à l'aluminium, il est nécessaire de produire une texture de recristallisation
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lèles à un plan de laminage, pour accroître l'usinabilité de l'acier, de manière qu'il convienne dans une tôle d'acier laminé à froid pour l'emboutissage profond. Pour cette raison, la teneur en aluminium soluble et la teneur en azote doivent être maintenues dans les tolérances de 0,015 à 0,10 % d'aluminium soluble et de 0,0020 à 0,015 % d'azote, respectivement. Si les teneurs en ces éléments sont maintenues dans ces tolérances, l'acier calmé à l'aluminium peut donner une bande ou une tôle d'acier laminée à chaud très facile à usiner.
En ce qui concerne l'acier calmé à l'aluminium et au silicium à haute résistance laminé à chaud, il est im-portant de réguler la structure des grains en utilisant de l'aluminium et de l'azote pour produire un acier à fine granulation, possédant une excellente ténacité. C'est un fait bien connu que dans le procédé classique servant à produire ce genre d'acier à fin grain, l'aluminium et l'azote doivent être dissous dans l'acier en réchauffant la brame au moment du laminage à chaud et la bande laminée
à chaud doit être soumise à un laminage à chaud final à
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p. ex. 500 à 650[deg.]C, pour maintenir l'aluminium et l'azote
en solution ou à l'état de nitrure d'aluminium précipité,
de sorte que la fine granulation sera obtenue dans une
étape suivante telle qu'une étape de normalisation destinée à précipiter le nitrure d'aluminium. Après une étude détaillée des précipités de nitrures d'aluminium dans l'acier calmé à l'aluminium et au silicium, les présents inventeurs ont découvert que pour obtenir un acier calmé à l'aluminium
et au silicium à haute résistance présentant une excellente usinabilité et une excellente ténacité, il faut passer directement la brame coulée ou la brame provenant d'un bloom au laminoir à chaud sans laisser la température descendre
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être appliquée en supplément pour maintenir la température voulue. La composition de départ de cet acier calmé à l'aluminium et au silicium, qui doit être transformé en acier à haute résistance, doit être maintenue dans les tolérances suivantes :
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le reste étant constitué par du fer et des impuretés.
Le carbone est efficace pour accroître la résistance, mais une teneur excessive en carbone nuit à la ténacité
et à la soudabilité de l'acier, de sorte que la teneur en carbone doit absolument être inférieure à 0,21 %. Le manganèse et le silicium aussi sont efficaces pour assurer une grande résistance, mais une teneur excessive en ces éléments nuit à la soudabilité. Pour cette raison, la teneur
en manganèse doit être maintenue entre 0,70 et 1,60 %
et la teneur en silicium entre 0,10 et 0,40 %.
L'aluminium et l'azote qui sont utilisés pour obtenir le fin grain de cristal qui donne à l'acier une excellente ténacité doivent être maintenus entre 0,015 et 0,10 % en ce qui concerne l'aluminium soluble et entre 0,0015 et 0,0150 % en ce qui concerne l'azote. A la condition de maintenir l'aluminium soluble et l'azote entre ces limites, l'acier calmé au silicium et à l'aluminium qui est l'objet du procédé de l'invention pour produire l'acier laminé
à chaud et, si on le souhaite, normalisé présentera de bonnes caractéristiques de ténacité. En outre, l'acier calmé
au silicium et à l'aluminium traité selon la présente méthode produira un acier soudable présentant une excellente ténacité.
Quand on cherche à produire un acier à haute résistance contenant du titane, du vanadium et/ou du niobium,
il est très important d'accroître la résistance en veillant
à la présence dans un tel acier des précipités de carbure
de titane, de cyanure de vanadium et/ou de cyanure de niobium.
Dans ce but, le titane, le vanadium et/ou le niobium, ainsi que le carbone et l'azote, doivent être entière- <EMI ID=15.1>
et, après le laminage à chaud, le carbure de titane, le cyanure de vanadium et/ou le cyanure de niobium doivent alors être précipités dans la bande laminée à chaud.
Après une étude approfondie de la précipitation
du carbure de titane, du cyanure de vanadium et/ou du cyanure de niobium dans un acier contenant du titane, du vanadium et/ou du niobium, les présents inventeurs ont découvert que, pour obtenir une haute résistance souhaitée dans l'acier laminé à chaud, la brame coulée ou la brame à haute température provenant d'un bloom doit être introduite directement dans le laminoir à chaud, sans permettre à la température de descendre en dessous du point Ar3. Si nécessaire, une chaleur supplémentaire peut être appliquée
pour maintenir la température. Pour obtenir un acier à haute résistance contenant du titane, du vanadium et/ou
du niobium et dont la résistance à la traction soit com-
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prise entre 50 kg/mm et 70 kg/mm , il faut que la composi-
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tes :
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dium ou le niobium
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le reste étant constitue par du fer et des impuretés.
Le carbone, le manganèse et le silicium sont des éléments de base pour assurer l'usinabilité et atteindre le niveau de résistance nécessaire et'-, pour ces raisons, ces éléments de base doivent être présents avec des teneurs minimales de 0,06 % pour le carbone, de plus de 0,50 %
pour le manganèse et de plus de 0,30 % pour le silicium, respectivement.
Cependant, des teneurs excessives en ces éléments entraînent une perte de l'usinabilité souhaitée, que doit nécessairement présenter l'acier résistant laminé à chaud. Pour cette raison, les teneurs maximales en ces éléments doivent être limitées à 0,20 % de carbone, 2,0 % de manganèse et 0,50 % de silicium, respectivement.
Quant aux éléments supplémentaires (le titane, le vanadium et/ou le niobium), ils doivent être présents à
des teneurs de 0,01 à 0,10 % pour le titane, de 0,01 à 0,15 % pour le vanadium et de 0,01 à 0,10 % pour le niobium, respectivement. Si ces éléments supplémentaires sont présents à des teneurs moindres que celles décrites ci-dessus, ils n'auront pas une influence suffisante en vue d'accroître la résistance. D'autre part, si l'on ajoute des quantités plus grandes que celles qui correspondent aux teneurs ci-dessus, on n'obtient aucun effet supplémentaire. Ces éléments supplémentaires peuvent s'ajouter à l'acier séparément ou par groupes, ceci dépendant de la résistance et de la ténacité requises.
D'autres éléments qui peuvent être introduits dans cet acier à haute résistance sont des éléments tels que
le phosphore, le nickel, le chrome, le molybdène, le cuivre et l'aluminium, ce qui accroit la résistance à la corrosion, la résistance à l'usure et analogues. S'il faut accroître la résistance de l'acier, la quantité maximale
de ces éléments qu'il est possible d'ajouter sans réduire l'effet requis du titane et/ou du vanadium est d'environ 1 %.
La fig.l montre la façon dont la température la plus basse de la brame coulée avant chauffage ou laminage à chaud influence la résistance de l'acier avec ou sans niobium et qui est laminé à chaud à partir de la brame coulée selon la méthode de la présente invention. A la fig. 1, on peut voir que la caractéristique critique affectant la résistance
d'un acier au niobium formé à partir d'une brame laminée à
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laquelle on a permis que la brame tombe avant le laminage à chaud. Si la température minimale de la brame coulée
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tance de l'acier est maintenue à un niveau élevé. La température la plus basse à laquelle on peut laisser tomber
la brame contenant du niobium est d'environ 800[deg.]C. Le chauffage nécessaire pour élever la température d'environ 800[deg.]C à la température de laminage à chaud de la brame n'est pas un réchauffage au sens classique du terme, mais plutôt un chauffage d'entretien de la température et un chauffage correctif.
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le précipité de cyanure de niobium se forme dans un acier qu'on n'a jamais laissé se refroidir en dessous de la tem-
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de niobium n'a pas lieu avant le laminage à chaud de finition final et ce cyanure de niobium n'est finement précipité qu'après le laminage à chaud de finition final. Cela entraîne un accroissement de résistance de l'acier.
D'autre part, si la température de la brame est
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bium est entièrement précipité, et il n'est pas entièrement redissous et uniformément dispersé dans l'acier, même <EMI ID=25.1>
précipitation de cyanure de niobium avant laminage à chaud
<EMI ID=26.1> fig. 1, si l'on ne permet jamais à la température de la <EMI ID=27.1>
superflue une étape de réchauffage, la résistance du produit fini fabriqué par laminage à chaud à partir de la brame est élevée, comme c'est le cas si la température minimale de la brame est d'environ 1000[deg.]C.
Après laminage à chaud, la brame d'acier contenant du titane, du vanadium et/ou du niobium est enroulée à basse température, p. ex. 450-650[deg.]C, pour assurer la précipitation du carbure de titane, du cyanure de vanadium et/ou du cyanure de niobium, et est alors soumise au laminage à froid et à un recuit en boite ou à un recuit continu, de manière à réaliser une tôle d'acier laminé à froid à haute résistance, présentant une excellente usinabilitê. La haute résistance est le résultat de la dispersion uniforme des précipités de carbures et de nitrures comme décrit plus haut.
Les exemples suivants permettront de mieux comprendre la présente invention.
EXEMPLE I
Des aciers calmés à l'aluminium de compositions
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ont été produits dans un convertisseur, ou produits dans un convertisseur et ensuite traités par un traitement de dégazage sous vide, ont été transformés en brames, soit par un processus de coulée continue, soit en les transformant en blooms après coulée dans un processus à lingotières. Les brames ainsi produites ont été directement laminées à chaud, en les chauffant pour maintenir leur tem--
pérature ou en les réchauffant quand c'était nécessaire, et laminées à chaud dans les conditions du tableau I, de manière à obtenir un acier laminé à chaud d'une épaisseur de 2,8 mm. La tôle d'acier calmé à l'aluminium ainsi obtenue par laminage à chaud a été ensuite soumise à une étape de laminage à froid, de manière à obtenir une épaisseur finale de 1,0 mm après décapage. Après cela, on a procédé à un recuit de recristallisation à 7100C durant 6 heures et la tôle d'acier a été soumise à un laminage d'endurcissement de manière à réduire son épaisseur d'environ 1,2 %.
Le tableau 1 présente les compositions chimiques particulières des aciers traités selon la présente invention et les caractéristiques mécaniques de tôles d'acier obtenues par les étapes de ce procédé de fabrication.
Pour les compositions d'acier A-l à A-6, on n'a pas laissé descendre la température de la brame en dessous
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cas, la chaleur fut entretenue ou légèrement augmentée jusqu'à la température au moment du chargement dans le laminoir pour l'opération de laminage à chaud. L'acier de composition A-7 a été directement laminé à chaud de manière à produire une bande chaude sans chauffage d'entretien et sans permettre à la température de descendre en dessous du point Ar- à partir du stade du, laminage à l'état de bloom ou de la coulée continue jusqu'au moment du laminage à chaud.
D'autre part, on a laissé tomber les températures
des brames aux compositions B-l à B-3 en dessous de 850[deg.]C, c.-à-d. en dessous du point Ar3, avant de les charger dans
un four de réchauffage pour les réchauffer à 1100[deg.]C en
vue du laminage à chaud.
Une comparaison de la qualité des compositions d'acier A-l à A-7 de l'acier traité selon la présente in- <EMI ID=30.1>
que le produit fini en acier traité par la méthode de la présente invention est beaucoup plus doux, présente une charge à la limite apparente d'élasticité plus petite et une résistance à la traction plus faible, et présente également
un plus grand allongement. En outre, les aciers aux compositions A-l à A-7 ont d'excellentes caractéristiques telles qu'une haute valeur Er et une haute valeur r, et ils ont une grande aptitude à l'emboutissage profond et à l'étirage.
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la température des brames a pu descendre en dessous du point Ar3, du nitrure d'aluminium a été précipité au cours du refroidissement initial, de sorte que ce nitrure d'aluminium n'était pas entièrement dissous et uniformément distribué dans l'acier, même lorsque les brames étaient réchauffées dans le four de réchauffage. C'est pourquoi, la valeur r de ces produits était très faible. Les compositions A-l à A-5 font en particulier l'objet de la présente invention et comme la température de brame n'est jamais descendue
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laminage. Il résulte de tout cela qu'il est possible d'obtenir des tôles d'acier présentant une haute valeur r, c.-à-d. plus de 1,6, et une haute valeur Er, c.-à-d. plus de 12,0.
Il y a lieu de noter que la composition d'acier B-4 produite au moyen d'un procédé classique, qui comprenait le réchauffage d'une brame froide à 1250[deg.]C pour dissoudre le nitrure d'aluminium précipité, suivi du laminage à chaud habituel
et ensuite d'un laminage à froid, est faible en ce que cet acier présente un faible allongement, de même qu'une faible valeur Er et une faible valeur r.
/
D'un point de vue théorique, en ce qui concerne les compositions d'acier A-l à A-7, il y a deux facteurs majeurs.
En premier lieu, le nitrure d'aluminium n'est pas précipité avant l'opération de laminage à chaud.
En second lieu, l'aluminium et l'azote sont uniformément dispersés et dissous dans toute la brame à haute température après le stade de formation du bloom ou celui de la coulée suivie de solidification et la précipitation du nitrure d'aluminium ne commence qu'au moment du recuit de recristallisation et il se développe une bonne texture de recristallisation, qui confère à l'acier une bonne usinabilité.
Dans l'acier de composition B-4, le nitrure d'aluminium est entièrement précipité dans la brame au cours de l'étape de refroidissement, et bien que le nitrure d'aluminium soit redissous sous forme d'aluminium et d'azote au cours de l'étape de réchauffage, il n'est pas uniformément dispersé dans la brame à cause des conditions limitées
qui règnent en fait pendant l'opération, conditions telles que temps de chauffage et température, et il est difficile de faire naître une texture de recristallisation préférable pour obtenir une bonne usinabilité lors du recuit de recristallisation subséquent.
EXEMPLE II
Un acier calmé au silicium et à l'aluminium en fu-
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bone, 0,25 % de silicium, 1,35 % de manganèse, 0,013 % de phosphore, 0,014 % de soufre, 0,03 % d'aluminium soluble, 0,0045 % d'azote, le reste étant constitué par du fer et des impuretés, a été préparé dans un convertisseur de 100 tonnes et coulé en brame par un procédé de coulée continue.
Les brames d'acier calmé à l'aluminium et au silicium ainsi obtenues ont été traitées selon les conditions reprises
au tableau 2. Chaque brame a également été laminée à
chaud à une épaisseur de 25 mm et refroidie à l'air, et on
a déterminé les propriétés mécaniques. En outre, l'acier laminé à chaud a été recuit à 890[deg.]C pendant 15 minutes et on
a déterminé les propriétés mécaniques.
Selon les résultats des essais, l'acier des piquées C-l et C-2 avait de meilleures propriétés, telles que charge
à la limite apparente d'élasticité, résistance à la traction, allongement et valeur charpy, que l'acier des piquées D-l et D-2, qui ont été produites par le procédé classique. Dans l'acier des piquées C-l et C-2 qui furent directement laminées à chaud sans qu'on permette à la température de descendre en dessous du point Ar3 avant l'étape de laminage
à. chaud, l'aluminium et l'azote ont été précipités, après l'étape de laminage à chaud, en grains fins, de manière
à former une structure à granulation très fine, dans laquelle les nitrures d'aluminium précipités sont distribués de
façon uniforme dans toute la structure de l'acier. Un acier
à fine granulation de cette espèce se caractérise par d'excellentes valeurs de résistance et valeurs charpy, co�nme on
peut le voir au tableau 2.
D'autre part, dans l'acier des piquées D-l et D-2,
dont la température a été abaissée à une température inférieure au point Ar3 avant laminage à chaud, le nitrure d'aluminium a été complètement précipité lors du refroidissement
de la brame et une redissolution complète du nitrure d'aluminium n'a pas eu lieu à la température de réchauffage relativement basse de la piquée D-l. Dans la piquée D-2, pour laquelle le nitrure d'aluminium a été dissous à une haute température de réchauffage, l'aluminium et l'azote n'ont pas été dissous et dispersés uniformément dans toute la brame. Pour ces raisons, les avantages espérés de l'aluminium et de l'azote n'ont pas été pleinement obtenus dans les aciers des piquées D-l et D-2. Après que les piquées
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l'air, aient été recuites en chauffant à 890[deg.]C pendant 15 minutes, et ensuite refroidies à l'air, les propriétés
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charge à la limite apparente d'élasticité, résistance à
la traction, allongement, valeur charpy et grosseur du grain, se sont montrées bonnes en comparaison des propriétés correspondantes de l'acier des piquées D-l et D-2.
EXEMPLE III
Des aciers contenant du titane, du vanadium et du niobium des compositions reprises au tableau 3 ont été coulés en brames ayant une température supérieure à 750[deg.]C.
Les brames aux compositions E-l à E-6 ont été directement laminées à chaud, ou laminées à chaud après un chauffage supplémentaire. Certaines brames, c.-à-d. celles aux compositions F-l et F-2, ont été refroidies à l'air jusqu'à la température ambiante et ensuite réchauffées et laminées à chaud. Des résultats des essais entrepris afin de déterminer les propriétés mécaniques, repris au tableau 3, on peut conclure que l'acier fini des compositions E-l à E-6 avait des valeurs plus élevées quant à la résistance à la traction et 1 la ténacité (vE-60) en comparaison avec l'acier des compositions F-l et F-2. Bien que les compositions d'acier
<EMI ID=36.1>
EXEMPLE IV
Des aciers contenant du titane, du vanadium et du niobium, ayant les compostions G-1 et G-2, ont été coulés et certaines des brames coulées qui se trouvaient à une température supérieure à 800[deg.]C furent directement placées dans un four de chauffage et ensuite laminées à chaud, sans permettre que leur température s'abaisse..D'autres brames d'a-
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coulées de la même façon et refroidies à la température ambiante, puis réchauffées et laminées à chaud. La bande d'acier laminé à chaud ainsi obtenue, dont l'épaisseur était de 3,0 mm, a été laminée à froid à une épaisseur de 1,0 mm, a été ensuite soumise à un recuit à 700[deg.]C pendant
2 heures et ensuite à un laminage d'endurcissement à taux de réduction de 1,5 %.
Après cela, on a déterminé les propriétés mécaniques des aciers respectifs. Les brames aux compositions G-l et G-2, qui avaient été traitées selon la présente invention, en maintenant leur température au-dessus de 830[deg.]C avant laminage présentaient d'excellentes propriétés, comme le montre le tableau 4, particulièrement pour ce qui a trait à l'équilibre entre résistance et ductilité, en comparaison
<EMI ID=38.1>
ayant les compositions G-l et G-2 avaient aussi un plus haut niveau de résistance que ceux aux compositions H-l et H-2, parce que les éléments formateurs de carbures et de nitrures étaient pécipités de manière à être efficaces pour en assu- rer la plus grande résistance.
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<EMI ID=48.1>
REVENDICATIONS
1.- Procédé pour fabriquer un acier laminé à faible teneur en carbone, caractérisé en ce qu'il comprend les stades suivants: former une brame d'acier à partir d'une composition
à faible teneur en carbone comprenant au moins un élément forma-
<EMI ID=49.1>
défini dans la présente, au moyen d'un procédé de formation selon lequel la brame finie se trouve à une température supérieure à celle du point Ar- de l'acier et selon lequel également ledit élément est dissous et uniformément dispersé dans toute la brame; maintenir la température de la brame ainsi formée
<EMI ID=50.1>
l'acier à faible teneur en carbone depuis le moment de formation de la brame jusqu'au début du laminage du rouleau et
effectuer directement le laminage à chaud de la brame à une température supérieure à celle du point Ar3 de l'acier à
faible teneur en carbone.
"A method of manufacturing steel strips or sheets containing
elements forming carbides and nitrides "
Priority of patent application filed in Japan on September 10
1976 under n [deg.] 51-108476, in the name of the aforementioned Company.
For all practical purposes, the Applicant declares the existence of the four patent applications filed in Japan, respectively on March 26
1975 under n [deg.] 50-36278, March 2, 1976 under n [deg.] 51-21794,
on March 10, 1976 under the n [deg.] 51-25719 and on April 28, 1976 under the
n [deg.] 51-47845, all. ^ four in the name of the above-mentioned Company, no
still granted to this day.
The present invention relates to a method of manufacturing low carbon steel strip or sheet containing carbide and nitride forming elements. More particularly, the present invention provides a novel hot rolling process, based on a new metallurgical principle, to obtain a steel product which has excellent qualities, such as deep drawing ability or high. strength, in comparison with a steel product obtained by a conventional hot rolling process.
CURRENT STATE OF THE ART
In the current practice of manufacturing steel strip or sheet, the starting material is a steel slab produced from an ingot or bloom, or by a casting process such as casting. keep on going. The steel slab thus produced is cooled
at room temperature, after which this slab is heated to a temperature of the order of 1200 to 1300 [deg.] C for more than three hours in an oven to be reheated
the slabs. It then passes through a hot rolling mill
and is hot rolled to the desired thickness.
From the time when the continuous casting technique developed, it has been the desire of those skilled in the art to be able to continuously roll a cast steel slab immediately at high temperature, i.e. i.e. without having to heat it up.
This process for immediate or direct rolling of cast steel, hereinafter called direct hot rolling process, is well known and commonly applied and various ways of applying this process have been proposed. In the past, the main goal sought by this direct hot rolling process has been to make continuous the manufacturing steps of the casting and hot rolling and to save energy compared to the conventional process according to which
the slab is cooled to room temperature and reheated in a slab reheating furnace before being hot rolled. Technical problems were ignored
to be solved in this direct hot rolling process nor the influence that this process would exert, to the point of
metallurgical view, on the finished product.
The inventors of the present process carefully studied the relationship between a heating curve of steel slab and that of a hot-rolled steel strip, and they found an important relationship between these two steps.
SUMMARY OF THE INVENTION
The present invention is based on the discovery described above and has as its main object the improvement of the quality of the finished product produced according to a process in which a steel containing elements forming carbides and nitrides such as aluminum soluble (hereinafter also called Al sol.), titanium, vanadium and niobium is rolled by a direct hot rolling process, without being cooled between continuous casting and hot rolling.
Another object of the present invention is to provide a method for producing a deep drawing steel using as a raw material an aluminum calmed steel and a method for producing a high strength steel using cocaae as a raw material a calmed steel. silicon and aluminum, which steel contains at least one carbide and nitride forming element.
Yet another object of the present invention is to provide a process for producing a high strength steel other than a silicon calmed steel and
aluminum, which contains titanium, vanadium or niobium as forming elements.
A superior quality steel is obtained as a result when compared to a steel produced by the conventional method comprising cooling and reheating steps.
More particularly, the present invention provides a process for producing a low alloy steel strip or sheet, which process comprises the steps of maintaining the temperature of a slab of cast steel or bloom steel, containing at least one. carbide or nitride forming element selected from a group comprising 0.015 to 0.10% soluble aluminum, 0.01 to 0.10%
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niobium, above the Ar3 point, so as to keep the carbide or nitride-forming elements in solution from the casting or bloom-forming step up to the hot rolling step and to carry out the rolling directly hot at a temperature above the point
<EMI ID = 2.1>
the temperature above point Ar3.
BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS
The invention is hereinafter described in detail with reference to the accompanying figure, which is a curve indicating the relationship which exists between the tensile strength of the finished steel and the minimum temperature of the slab before rolling.
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In principle, the process forming the subject of the present invention relates to the hot rolling of a steel slab containing at least one carbide or nitride forming element such as soluble aluminum, titanium, vanadium or niobium, from which steel, as it moves from the casting or bloom forming stage to that of hot rolling, the temperature is kept above
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In view of this, the carbides or nitrides which are precipitated after hot rolling are uniformly precipitated and finely dispersed in the hot steel during the following steps. These precipitates have, during the following steps, an effective action leading to an improvement in the quality of the finished product.
According to the classic sheet metal fabrication process
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is cooled to room temperature before being hot rolled. The carbides and nitrides are entirely precipitated and their precipitation is followed by a high coarsening of the grains during cooling. For this reason, in the conventional process, reheating for several hours at high temperature is necessary to redissolve these precipitates and maintain them in the dissolved state before starting the hot rolling operation.
However, even if these precipitates are completely dissolved again during the reheating step, each element is not again completely and uniformly dispersed in the steel in the dissolved state. For this reason, when the carbides and nitrides are again 1
precipitated during the following stages, they are not
again precipitated uniformly and were not effective in imparting the desired qualities to the steel.
In a hot slab, produced by an ingot mold process or by a continuous casting process, each element is in a dissolved and uniformly dispersed state, and the present invention effectively uses this steel as a raw material to make a finished product having a deep drawing suitability quality
or high strength.
The precipitates of carbides and nitrides which have a significant influence on the quality of steel are aluminum nitride and titanium carbide, to which are added vanadium cyanide and cyanide
niobium. The inventors of the present process have studied
the behavior of these precipitates with respect to ingot casting, continuous casting, heating, hot rolling and annealing respectively and, based on the results of these studies, determined the most favorable condition to produce strips or steel sheets containing at least one of the elements selected from the group soluble aluminum, titanium, vanadium and niobium to achieve the object of the present invention.
According to the process of this invention, carbide and nitride forming elements are maintained in the dissolved state in the steel by maintaining the latter at a temperature above the Ar3 point of the casting step.
or from the formation of the bloom until the start of hot rolling, and then the slab is directly hot rolled without allowing its temperature to drop too much.
If necessary, additional heating is allowed, so as to maintain a uniform temperature of the entire slab. This heating is carried out by heating the slab to a temperature below 1280 [deg.] C, preferably not
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made in a conventional high temperature reheating process.
Precipitates have several functions. One of these is to regulate the recrystallization texture, and another is to regulate the size and shape of the recrystallized grains and, in addition, to obtain a certain strength of the steel.
The most important aspects of these precipitates are when they form and the physical form of the precipitates, as well as their dispersion in the steel. Yes,
for example, we use aluminum killed steel to produce cold rolled steel sheet, it is important to regulate the texture of recrystallized grains so as to produce steel with good deep drawing ability , by developing a structure
recrystallization favorable to deep drawing.
To achieve this goal, according to the conventional method, after hot rolling, the aluminum and nitrogen are kept in solution, for example, by winding the hot-rolled strip at low temperature, for example a temperature of 500 to 650 [ deg.] C, and the aluminum and nitrogen are precipitated in the form of aluminum nitride upon annealing after cold rolling.
Following an extensive study of the precipitation conditions of aluminum nitride in an aluminum-killed steel, the inventors of the present process have also discovered a particular means of achieving the highest condition.
more favorable precipitates, which includes feed- <EMI ID = 6.1>
the temperature of the slab to fall below the point Ar3 between the casting step and that of rolling. According to
according to the present invention, a subsequent annealing can be carried out by a box annealing process or a box annealing process.
continuous annealing. If a continuous annealing process is adopted, a higher winding temperature of 650 to
750 [deg.] C after hot rolling promotes the suitability of the sheets
during stamping.
In the conventional process described above, when the reheating is carried out, as usual practice, for several hours before introducing the slab into the hot rolling mill, the cooled slab must be reheated for more than three hours at a temperature. above 1200 [deg.] C in the reheating furnace to redissolve the aluminum and nitrogen. However, even with heating to this temperature and during this time, these elements are not uniformly dispersed in the heated slab.
On the other hand, according to the present invention, it has been found that for a continuously cast slab
or a slab from a bloom of calmed steel
with aluminum, precipitation of aluminum nitride
does not take place between the high temperature formation of
slab and hot rolling if the temperature of the slab is kept above the relatively temperature
<EMI ID = 7.1>
tion can therefore ensure that these precipitates produce their best effects during the successive stages where the metal is gradually brought to the state of a finished product.
When a soft material, such as the aluminum-killed steel discussed above, is used in accordance with the method of the present invention to produce
<EMI ID = 8.1>
to become a cold-rolled sheet, the composition of the steel must be maintained within the following tolerances:
C � 0.15%
<EMI ID = 9.1>
the remainder being iron and impurities.
The carbon content should not exceed 0.15% because if it is present at a content of more than 0.15%,
it causes a quenching effect of the hot rolled sheet
and then cold, and further reduces machinability.
The manganese content, on the other hand, should not exceed 0.50% to ensure good machinability, because
that if it exceeds 0.50%, machinability is greatly deteriorated.
In addition, in aluminum-killed steel, it is necessary to produce a recrystallization texture.
<EMI ID = 10.1>
leles to a rolling plane, to increase the machinability of the steel, so that it is suitable in a cold rolled steel sheet for deep drawing. For this reason, the soluble aluminum content and the nitrogen content should be kept within the tolerances of 0.015 to 0.10% soluble aluminum and 0.0020 to 0.015% nitrogen, respectively. If the contents of these elements are kept within these tolerances, the aluminum killed steel can give a very easy to machine hot rolled steel strip or sheet.
With regard to hot rolled high strength aluminum and silicon calmed steel, it is important to regulate the grain structure by using aluminum and nitrogen to produce fine steel. granulation, having excellent tenacity. It is a well known fact that in the conventional process of producing this kind of fine grain steel, the aluminum and nitrogen must be dissolved in the steel by heating the slab at the time of hot rolling and laminated strip
hot rolling must be subjected to final hot rolling at
<EMI ID = 11.1>
p. ex. 500 to 650 [deg.] C, to maintain aluminum and nitrogen
in solution or in the form of precipitated aluminum nitride,
so that the fine granulation will be obtained in a
following step such as a normalization step intended to precipitate the aluminum nitride. After a detailed study of the precipitates of aluminum nitrides in the aluminum-silicon-killed steel, the present inventors have found that to obtain an aluminum-killed steel
and high strength silicon having excellent machinability and toughness, the cast slab or slab from a bloom must be passed directly to the hot rolling mill without letting the temperature drop
<EMI ID = 12.1>
be applied additionally to maintain desired temperature. The starting composition of this aluminum-silicon-killed steel, which must be transformed into high-strength steel, must be kept within the following tolerances:
<EMI ID = 13.1>
<EMI ID = 14.1>
the remainder being iron and impurities.
Carbon is effective in increasing strength, but too much carbon is detrimental to toughness
and the weldability of the steel, so that the carbon content must absolutely be less than 0.21%. Manganese and silicon are also effective in providing high strength, but excessive content of these elements impairs weldability. For this reason, the content
manganese must be kept between 0.70 and 1.60%
and the silicon content between 0.10 and 0.40%.
The aluminum and nitrogen which are used to obtain the fine crystal grain which gives the steel excellent toughness must be kept between 0.015 and 0.10% for soluble aluminum and between 0.0015 and 0.0150% with regard to nitrogen. Provided that the soluble aluminum and the nitrogen are kept within these limits, the silicon and aluminum killed steel which is the object of the process of the invention for producing the rolled steel
hot and, if desired, normalized will exhibit good toughness characteristics. In addition, the steel calmed down
silicon and aluminum treated according to the present method will produce a weldable steel having excellent toughness.
When looking to produce a high strength steel containing titanium, vanadium and / or niobium,
it is very important to increase the resistance by ensuring
the presence in such a steel of carbide precipitates
titanium, vanadium cyanide and / or niobium cyanide.
For this purpose, titanium, vanadium and / or niobium, as well as carbon and nitrogen, must be whole- <EMI ID = 15.1>
and, after the hot rolling, the titanium carbide, the vanadium cyanide and / or the niobium cyanide must then be precipitated in the hot rolled strip.
After a thorough study of the precipitation
titanium carbide, vanadium cyanide and / or niobium cyanide in a steel containing titanium, vanadium and / or niobium, the present inventors have found that in order to achieve a desired high strength in the steel rolled to hot, the cast slab or the high temperature slab from a bloom must be fed directly into the hot rolling mill, without allowing the temperature to drop below the Ar3 point. If necessary, additional heat can be applied
to maintain the temperature. To obtain a high strength steel containing titanium, vanadium and / or
niobium and the tensile strength of which is
2
taken between 50 kg / mm and 70 kg / mm, it is necessary that the
<EMI ID = 16.1>
your:
<EMI ID = 17.1>
<EMI ID = 18.1>
dium or niobium
<EMI ID = 19.1>
the remainder being constituted by iron and impurities.
Carbon, manganese and silicon are basic elements to ensure machinability and achieve the necessary level of resistance and '-, for these reasons, these basic elements must be present with minimum contents of 0.06% for carbon, more than 0.50%
for manganese and more than 0.30% for silicon, respectively.
However, excessive contents of these elements lead to a loss of the desired machinability which must necessarily be exhibited by hot rolled strong steel. For this reason, the maximum contents of these elements should be limited to 0.20% carbon, 2.0% manganese and 0.50% silicon, respectively.
As for the additional elements (titanium, vanadium and / or niobium), they must be present at
contents of 0.01 to 0.10% for titanium, 0.01 to 0.15% for vanadium and 0.01 to 0.10% for niobium, respectively. If these additional elements are present at lower levels than those described above, they will not have sufficient influence to increase strength. On the other hand, if larger amounts than those corresponding to the above contents are added, no additional effect is obtained. These additional elements can be added to the steel separately or in groups, depending on the strength and toughness required.
Other elements that can be introduced into this high strength steel are elements such as
phosphorus, nickel, chromium, molybdenum, copper and aluminum, which increases corrosion resistance, wear resistance and the like. If it is necessary to increase the strength of the steel, the maximum quantity
of these elements which can be added without reducing the required effect of titanium and / or vanadium is about 1%.
Fig. 1 shows how the lower temperature of the cast slab before heating or hot rolling influences the strength of steel with or without niobium and which is hot rolled from the cast slab according to the method of the present invention. In fig. 1, it can be seen that the critical characteristic affecting the resistance
a niobium steel formed from a slab rolled at
<EMI ID = 20.1>
which allowed the slab to fall before hot rolling. If the minimum temperature of the cast slab
<EMI ID = 21.1>
tance of the steel is maintained at a high level. The lowest temperature we can drop
the slab containing niobium is about 800 [deg.] C. The heating required to raise the temperature from about 800 [deg.] C to the hot-rolling temperature of the slab is not reheating in the conventional sense, but rather a temperature maintenance heating and heating. corrective heating.
<EMI ID = 22.1>
the precipitate of niobium cyanide forms in a steel which has never been allowed to cool below the temperature.
<EMI ID = 23.1>
niobium does not take place before the final finish hot rolling and this niobium cyanide is not finely precipitated until after the final finish hot rolling. This leads to an increase in the strength of the steel.
On the other hand, if the temperature of the slab is
<EMI ID = 24.1>
bium is fully precipitated, and it is not fully redissolved and uniformly dispersed in steel, even <EMI ID = 25.1>
precipitation of niobium cyanide before hot rolling
<EMI ID = 26.1> fig. 1, if we never allow the temperature of the <EMI ID = 27.1>
unnecessary a reheating step, the resistance of the finished product produced by hot rolling from the slab is high, as is the case if the minimum temperature of the slab is about 1000 [deg.] C.
After hot rolling, the steel slab containing titanium, vanadium and / or niobium is coiled at low temperature, e.g. ex. 450-650 [deg.] C, to ensure precipitation of titanium carbide, vanadium cyanide and / or niobium cyanide, and is then subjected to cold rolling and box annealing or continuous annealing, so as to produce a cold-rolled steel sheet with high strength, having excellent machinability. The high strength is the result of the uniform dispersion of the precipitates of carbides and nitrides as described above.
The following examples will make it possible to better understand the present invention.
EXAMPLE I
Aluminum-killed steels of compositions
<EMI ID = 28.1>
have been produced in a converter, or produced in a converter and then processed by a vacuum degassing treatment, have been made into slabs, either by a continuous casting process or by turning them into blooms after casting in an ingot mold process . The slabs thus produced were directly hot-rolled, heating them to maintain their temperature.
temperature or by heating them when necessary, and hot-rolled under the conditions of Table I, so as to obtain a hot-rolled steel with a thickness of 2.8 mm. The aluminum-cooled steel sheet thus obtained by hot rolling was then subjected to a cold rolling step, so as to obtain a final thickness of 1.0 mm after pickling. After that, recrystallization annealing was carried out at 7100C for 6 hours, and the steel sheet was subjected to hardening rolling so as to reduce its thickness by about 1.2%.
Table 1 shows the particular chemical compositions of the steels treated according to the present invention and the mechanical characteristics of steel sheets obtained by the steps of this manufacturing process.
For steel compositions A-1 to A-6, the temperature of the slab was not allowed to drop below
<EMI ID = 29.1>
In this case, the heat was maintained or slightly increased to the temperature at the time of loading into the rolling mill for the hot rolling operation. The steel of composition A-7 was directly hot-rolled so as to produce a hot strip without maintenance heating and without allowing the temperature to drop below the Ar- point from the stage of. state of bloom or continuous casting until hot rolling.
On the other hand, we let the temperatures drop
slabs with compositions B-1 to B-3 below 850 [deg.] C, ie. below point Ar3, before loading them into
a reheating oven to heat them to 1100 [deg.] C in
view of hot rolling.
A comparison of the quality of the steel compositions A-1 to A-7 of the steel treated according to this in- <EMI ID = 30.1>
that the finished steel product treated by the method of the present invention is much softer, has a smaller yield strength load and a lower tensile strength, and also exhibits
greater elongation. Further, the steels of the compositions A-1 to A-7 have excellent characteristics such as a high Er value and a high r value, and they have high deep drawing and drawing ability.
<EMI ID = 31.1>
the temperature of the slabs may have dropped below the Ar3 point, aluminum nitride was precipitated during the initial cooling, so that this aluminum nitride was not fully dissolved and evenly distributed in the steel, even when the slabs were reheated in the reheating furnace. Therefore, the r-value of these products was very low. Compositions A-1 to A-5 are the subject of the present invention in particular and since the slab temperature has never fallen
<EMI ID = 32.1>
rolling. As a result of all this, it is possible to obtain steel sheets having a high r-value, i.e. more than 1.6, and a high Er value, i.e. more than 12.0.
It should be noted that the steel composition B-4 produced by a conventional process, which included reheating a cold slab to 1250 [deg.] C to dissolve the precipitated aluminum nitride, followed usual hot rolling
and then cold rolling, is low in that this steel exhibits low elongation, as well as low Er value and low r value.
/
From a theoretical point of view, with regard to the steel compositions A-1 to A-7, there are two major factors.
First, the aluminum nitride is not precipitated before the hot rolling operation.
Second, the aluminum and nitrogen are uniformly dispersed and dissolved throughout the slab at high temperature after the stage of bloom formation or that of casting followed by solidification and precipitation of aluminum nitride only begins. at the time of recrystallization annealing and a good recrystallization texture develops, which gives the steel good machinability.
In steel of composition B-4, the aluminum nitride is completely precipitated in the slab during the cooling step, and although the aluminum nitride is redissolved as aluminum and nitrogen in the process. during the reheating step it is not evenly dispersed in the slab due to the limited conditions
which in fact prevail during the operation, conditions such as heating time and temperature, and it is difficult to give rise to a preferable recrystallization texture to obtain good machinability in the subsequent recrystallization annealing.
EXAMPLE II
A steel calmed with silicon and aluminum fu-
<EMI ID = 33.1>
bone, 0.25% silicon, 1.35% manganese, 0.013% phosphorus, 0.014% sulfur, 0.03% soluble aluminum, 0.0045% nitrogen, the remainder being iron and dockage, was prepared in a 100 ton converter and slab cast by a continuous casting process.
The slabs of steel calmed with aluminum and silicon thus obtained were treated according to the conditions listed.
in Table 2. Each slab was also rolled at
hot to a thickness of 25 mm and air-cooled, and we
determined the mechanical properties. Further, the hot rolled steel was annealed at 890 [deg.] C for 15 minutes and
determined the mechanical properties.
According to the test results, the steel of the pits C-1 and C-2 had better properties, such as load
to the apparent limit of elasticity, tensile strength, elongation and charpy value, than the pitted steel D-1 and D-2, which were produced by the conventional process. In the steel of the pits C-1 and C-2 which were directly hot rolled without allowing the temperature to drop below the point Ar3 before the rolling step
at. hot, the aluminum and nitrogen were precipitated, after the hot rolling step, in fine grains, so
to form a very fine-grained structure, in which the precipitated aluminum nitrides are distributed from
uniformly throughout the steel structure. A steel
fine granulation of this species is characterized by excellent strength values and charpy values, consistent with
can see it in Table 2.
On the other hand, in the steel of the pits D-l and D-2,
the temperature of which was lowered to a temperature below the Ar3 point before hot rolling, the aluminum nitride was completely precipitated during cooling
of the slab and complete redissolution of the aluminum nitride did not take place at the relatively low reheating temperature of the D-1 dive. In dive D-2, where the aluminum nitride was dissolved at a high reheating temperature, the aluminum and nitrogen were not dissolved and dispersed evenly throughout the slab. For these reasons, the hoped-for advantages of aluminum and nitrogen were not fully achieved in the D-1 and D-2 pitted steels. After the pits
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air, have been annealed by heating to 890 [deg.] C for 15 minutes, and then cooled in air, the properties
<EMI ID = 35.1>
load at the elastic limit, resistance to
the tension, elongation, charpy value and grain size were found to be good in comparison with the corresponding properties of the steel of the pits D-1 and D-2.
EXAMPLE III
Steels containing titanium, vanadium and niobium of the compositions shown in Table 3 were cast as slabs having a temperature above 750 [deg.] C.
The slabs of compositions E-1 to E-6 were directly hot rolled, or hot rolled after additional heating. Some slabs, i.e. those in compositions F-1 and F-2 were cooled in air to room temperature and then reheated and hot rolled. From the results of the tests undertaken to determine the mechanical properties, shown in Table 3, it can be concluded that the finished steel of compositions E1 to E-6 had higher values for tensile strength and toughness (vE -60) in comparison with the steel of compositions Fl and F-2. Although the steel compositions
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EXAMPLE IV
Steels containing titanium, vanadium and niobium, having the compositions G-1 and G-2, were cast and some of the cast slabs which were at a temperature above 800 [deg.] C were directly placed in a heating furnace and then hot-rolled, without allowing their temperature to drop.
<EMI ID = 37.1>
cast in the same fashion and cooled to room temperature, then reheated and hot rolled. The thus obtained hot-rolled steel strip, the thickness of which was 3.0 mm, was cold-rolled to a thickness of 1.0 mm, then was subjected to annealing at 700 [deg.] C while
2 hours and then to a hardening rolling at a reduction rate of 1.5%.
After that, the mechanical properties of the respective steels were determined. The slabs with compositions G1 and G-2, which had been treated according to the present invention, while maintaining their temperature above 830 [deg.] C before rolling, exhibited excellent properties, as shown in Table 4, particularly for which relates to the balance between resistance and ductility, in comparison
<EMI ID = 38.1>
having compositions G1 and G-2 also had a higher level of resistance than those to compositions H1 and H-2, because the carbide and nitride forming elements were precipitated so as to be effective in providing the most. great resistance.
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CLAIMS
1.- Process for manufacturing a low carbon rolled steel, characterized in that it comprises the following stages: forming a steel slab from a composition
low carbon content comprising at least one forma-
<EMI ID = 49.1>
defined herein by means of a forming process whereby the finished slab is at a temperature above that of the Ar- point of the steel and also wherein said element is dissolved and uniformly dispersed throughout the slab; maintain the temperature of the slab thus formed
<EMI ID = 50.1>
low carbon steel from the moment of slab formation until the start of rolling of the roll and
carry out the hot rolling of the slab directly at a temperature higher than that of the Ar3 point of the steel at
low carbon content.