DE2214896A1 - Verfahren zum Herstellen einer tiefziehfähigen Stahlplatte - Google Patents

Verfahren zum Herstellen einer tiefziehfähigen Stahlplatte

Info

Publication number
DE2214896A1
DE2214896A1 DE19722214896 DE2214896A DE2214896A1 DE 2214896 A1 DE2214896 A1 DE 2214896A1 DE 19722214896 DE19722214896 DE 19722214896 DE 2214896 A DE2214896 A DE 2214896A DE 2214896 A1 DE2214896 A1 DE 2214896A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
temperature
steel
sec
cooled
range
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
DE19722214896
Other languages
English (en)
Other versions
DE2214896B2 (de
Inventor
Haruo; Nakaoka Kazuhide; Watanabe Kaoru; Kurihara Takao; Yokohama Kanagawa; Tanaka Nobuo Fukuyama Hiroshima Kubotera (Japan). P EOIb 7-24
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
Nippon Kokan Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Kokan Ltd filed Critical Nippon Kokan Ltd
Publication of DE2214896A1 publication Critical patent/DE2214896A1/de
Publication of DE2214896B2 publication Critical patent/DE2214896B2/de
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

? ?1
Dr. F. Zumsteln sen. - Dr. E. Assmann Dr. R. Koenigsberger - Dlpl.-Phys. R. Holzbauer - Dr. F. Zumsteln jun.
PATENTANWÄLTE
TELEFON: SAMMEL-NR. 225341 8 MÜNCHEN 2. TELEX 529979 BRÄUHAUSSTRASSE 4/III
TELEGRAMME: ZUMPAT POSTSCHECKKONTO: MÜNCHEN 91139
BANKKONTO: BANKHAUS H. AUFHÄUSER
3/ge
(2/2/1)
P 8137-6C
Hipp on Kokan Kabushiki Kaisha, Tokyo/Japan
Verfahren zum Herstellen einer tiefziehfahigen Stahlplatte
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen einer tiefziehfahigen Stahlplatte durch eine fortlaufende Glühbehandlung einschließlich einer Warnhaltebehandlung und besonders ein äußerst produktives Verfahren zum Herstellen einer tiefziehfahigen Stahlplatte .
Wie bereits seit geraumer Zeit bekannt, wurde ein fortlaufender Glühverlauf als das am besten geeignete Verfahren zum Herstellen einer Blechplatte entwickelt und in Gebrauch genommen, da dem Stahlband die für die Blechplatte geeignete Härte leicht infolge der schnellen Erwärmung und Abkühlung bei dem Glühverlauf verliehen werden kann. Es ist jedoch bekannt, daß die durch den genannten Glühverlauf erhaltene Härte zu groß ist, -um die Stahlplatte -in verschiedene .: Formen zu pressen. Wenn durch den Glühverlauf eine Art weiches Stahlband erhalten würde, so wäre dieses
209842/0781 '
Verfahren zweifellos äußerst brauchbar als ein Verfahren zum Herstellen einer herkömmlichen kaltgewalzten Stahlplatte. Es sind daher viele Versuche bekannt gemacht und in die Praxis umgesetzt worden. Einer dieser Versuche wird in der US-PS 2 832.711 beschrieben. Die dort beschriebene Technik wurde entwickelt, um einem galvanisierten Stahlband eine einigermaßen Tiefziehfähigkeit zu verleihen. Die Merkmale dieser Technik liegen in einem Abschrecken aus einem Bereich von etwa 68C0C und yCO°C auf unter 5^00C, einem nachfolgenden JO Sekunden langen Halten auf der Glühtemperatiir und einem anschließenden mindestens 30 Sekunden langen Halten auf der Warmhaltetemperatur im Bereich zwischen 430 und 5^O0C. Bei einem solchen Verfahren wird die Stahlplatte weicher als bei einem gewöhnlichen fortlaufenden Glühverfahren. Versuche haben gezeigt, daß die Weichheit und der Alterungswiderstand, die aus der US-PS 2 832 7ΛΛ nicht zu entnehmen sind, noch nicht zufriedenstellend sind. Die oben genannte Warmhaltebehandlung sollte weiter verbessert werden, wenn der Stahl einer Druckverformungsbeanspruchung unterworfen wird. Ein anderes Beispiel der genannten Versuche ist die Veröffentlichung von S. Garber und anderen "New continous annealing cycle for blackplate" JISI, vol. 200, Juni 1962. Die dort beschriebene Technik wurde entwickelt, um die Einrichtungen für die herkömmliche fortlaufende Glühbehandlung für eine Blechplatte zu vereinfachen. Die Merkmale dieser Technik liegen in einem schnellen Aufheizen auf 7000C und einem unmittelbar daran anschließenden Abschrecken auf etv/a 3000C, bei den ein Pb-Bi Salzbad verwandt wird und einem 30 Minuten langem Überaltern, wenn das Blech aufgewickelt ist. Die erhaltenen Ergebnisse sind denen einer herkömmlichen Universaltemperplatte äquivalent. Besonders die Härtegrade der Stahlplatte sind im Vergleich zu denen, die bei einem gewöhnlichen Behandlungsablauf erhalten werden, äquivalent oder besser. Versuche haben gezeigt, daß die erhaltene Weichheit und der Alterungswiderstand , die in -.der
209842/0781
Veröffentlichung nicht "betrachtet sind, noch nicht zufriedenstellend sind. Selbstverständlich ist die Produktivität auf der Grundlage der obigen Technik geringer, als die eines herkömmlichen fortlaufenden Glühverfahrens. Es ist schwierig, den mit der oben beschriebenen Technik behandelten Stahl einer Durckverforinungsbeanspruchung zu unterwerfen. Es ist daher noch kein Stahl gezeigt worden, der einer gewöhnlichen Durckverformungsbeanspruchung unterworfen vier den kann.
Es ist das der Erfindung zugrunde liegende Ziel, ein Verfahren zu entwickeln, bei dem die obengenannten Fehler und Nachteile beseitigt sind. Das erfindungsgemäße Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, daß der kaltgewalzte Stahl auf eine Temperatur im Bereich zwischen der Rekristallisationstemperatur und 8500C erwärmt wird, von dieser Temperatur langsam auf einen Bereich zwisehen weniger als dein Λ^-Punkt und 6000C abgekühlt wird und dann schnell mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 200JC pro Sekunde und 10 COO°C/Sek. auf normale Temperatur abgekühlt wird, wieder auf einen Bereich zwischen 3000C und 53O°C erwärmt wird und wenigstens 10 Sekunden auf dieser Temperatur gehalten wird. In dem Fall, in dem der Stahl bei einer Temperatur von mehr als 63O°C einem Warmwalzen gefolgt aufgewickelt ist, können die Eigenschaften des Stahles, der einer Druckverfomung unterworfen wird, noch weiter verbessert werden.
Es ist das Ziel der Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen einer tief ziehfähigen Stahlplatte, die eine gute Tiefziehfähigkeit aufweist und einer gewöhnlichen Druckverfomung unterworfen verden kann, durch ein fortlaufendes Glühverfahren zu entwickeln, wobei die mit dein erfindungsgemäßen Verfahren behandelte Stahlplatte einen guten Alterungswiderstand aufweist und das erfindungsgemäße Verfahren eine sehr hohe Produktivität zeigt und dementsprechend einen geringen Kostenaufwand'- benötigt.
209842/0781
Im Folgenden werden beispielsweise bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung anhand der dazugehörigen Zeichnung näher erläutert:
Fig. Λ ist ein Beispiel für einen typischen erfindungsgemäßen Glühzyklus.
Fig. 2 zeigt einen erfindungsgemäßen Glühzyklus im Vergleich mit anderen Glühzyklen.
Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Streckspannung und dem Kohlenstoffgehalt im Stahl zeigt. Fig 4-, ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Alterungsindex und dem Kohlenstoffgehalt im Stahl zeigt. Fig. 5 erläutert die Änderung des Alterungsindex und der Streckspannung bei einer unterschiedlichen Kühlgeschwindigkeit.
In Fig. 1 wird ein typischer erfindungsgemäßer fortlaufender Glühzyklus gezeigt. Die Punkte T1, T2 T, und T^ im Zeittemperaturdiagramm von Fig. 1 zeigen die maximale Aufheiztemperatur, die Temperatur, bei der die Sehne11abkühlung beginnt, die maximale Aufheiztemperatur der Ausfällbehandlung und die Endtemperatur der Ausfällbehandlung. Der Punkt T^ stellt die maximale Aufheiztemperatur dar und wird aus dem Bereich zwischen der Rekristallisationstemperatur und 8500C ausgewählt. Der nächste Punkt Tp stellt die Temperatur dar, bei der die Schnellabkühlung beginnt und wird aus dem Bereich zwischen dem A*-Punkt und 6000C gewählt. In dem Fall, in dem der T^pPunkt über 8500C liegt, wird das Aufheizen unter Berücksichtigung der Einrichtungen für ein gewöhnliches fortlaufendes Glühen schwierig durchzuführen sein. Selbst wenn das Aufheizen durchgeführt werden könnte, läge die Erwärmung ganz im Bereich der Austenitbildung, was eine Verringerung des bekannten Lankford-Wertes r zur Folge hätte. Daher liegt die obere Grenze der Aufheiztemperatur bei 8500C. Wenn der T2-Punkt über dem A^ -Punkt liegt, wird teilweise wegen der Schnellabkühlung und der nachfolgenden Ausfäll-
209842/0781
behandlung die bekannte " Temperstruktur erzeugt, was die Neigung zu einem schädlichen Einfluß auf die Ziehbarkeit des Stahles zur Folge hat, während die Sehne11abkühlung von weniger als 6000C dazu führt, daß die Menge an gelöstem Kohlenstoff absinkt. Daher sollte die Temperatur, bei der die Schnellabkühlung beginnt, aus einem Bereich zwischen dem A^-Punkt und 60O0C ausgewählt werden. Das Stahlband wird langsam von dem T^-Punkt zum Tp-Punkt abgekühlt. Die Zeit der langsamen Abkühlung sollte ausreichend sein, damit sich der Wert des gelösten Kohlenstoffes auf einen äquivalenten Wert einstellt.
Der langsam auf den T^-Punkt abgekühlte Stahl wird von dieser Temperatur schnell auf die normale Temperatur, abgekühlt. Eine solche Schnellabkühlung wird zur Erhöhung der Menge des übersättigten Kohlenstoffs und der Zahl der Ausfällkerne mit einer Geschwindigkeit von 2000C pro Sekunde und 10 0000C pro Sekunde durchgeführt, was ein Erfordernis für die nächste schnelle Carbidausfällbehandlung ist. Anschließend wird der Stahl wieder auf den Τ,-Punkt erwärmt. Der T,-Punkt stellt die maximale Aufheiztemperatur für die Carbidausfällbehandlung dar und wird aus dem Bereich zwischen 3000C und 53O°C ausgewählt. Der T^,-Punkt stellt die Endtemperatur der Ausfällbehandlung dar. Ein solcher T^-Punkt liegt auf der gleichen Temperatur wie der T,-Punkt, d.h. es ist eine Warmhaltebehandlung, oder auf einer geringeren Temperatur als der T^-Punkt, d.h. es ist eine langsame Abkühlung. In einem solchen Falle sollte die Behandlungszeit von T, nach T^ wenigstens 10 Sekunden betragen. Der Grund dafür, daß der T,- und der T-Punkt auf die obengenannten Werte beschränkt sind, ist folgender: Wenn die Behandlungstemperatur über 53O°C liegt, neigt der Lösungsgrad des Kohlenstoffs dazu, anzusteigen, und umgekehrt, wenn die Temperatur unter 300°C liegt, neigt die Ausfällgeschindigkeit dazu, sich zu verringern. Während damit die obengenannte Warmhaltebehandlung, die bei
2 0 9 8 4 2/0781
2214836
einer Temperatur zwischen JOO0C und 53O°C durchgeführt wird, denselben Wert des Alterungsindex sicherstellen kann, wie bei einem gewöhnlichen Chargenglühverfahren, ist es jedoch empfehlenswert, daß die Temperatur, bei der die Ausfällbehandlung beginnt, zwischen 35O°C und 4500C (T,) und die Endtemperatur bei 3000C (T.) liegt. Deswegen werden die Eigenschaften des Stahles durch die obengenannte langsame Abkühlung merklich verbessert und der Alterungsindex wird weiter verringert. Das erfindungsgemäße Verfahren ist in wenigen Worten dadurch charakterisiert, daß die Kohlenstofflösung, die in einem äquivalenten Zustand mit der langsamen Abkühlung vom T,.-Punkt zum Tp-Punkt gebracht wird, mit der Schnellabkühlung vom T2"1*1111151* auf normale Temperatur übersättigt wird und der Kohlenstoff bei der nachfolgenden Warmhaltebehandlung vom Τ,-Punkt zum QL-Punkt als Carbid ausgefällt wird.
Da die Abkühlbehandlung durch die Warmhaltebehandlung gefolgt wird, ist die Schnellabkühlbehandlung ratsam, um den Behandlungsablauf zu vereinfachen. Daher kann das erfindungsgemäße Verfahren leicht in derselben Kürze durchgeführt werden, wie ein gewöhnliches fortlaufendes Glühverfahren.
Die chemische Zusammensetzung des mit dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stahls wird nicht besonders bestimmt, ausgenommen der Kohlenstoffgehalt, der im Bereich von nicht weniger als 0,02% bis nicht mehr als 0,10% liegt, wobei der Grund dafür, daß nur der Kohlenstoffgehalt wie oben beschrieben begrenzt ist, folgender ist: Wenn der Kohlenstoffgehalt geringer als 0,02 % ist, verringert sich der Alterungsindex wegen einer geringen Menge an übersättigtem Kohlenstoff nach dem Schnellabkühlen nicht so sehr, wie erwartet, und wenn der Kohlenstoffgehalt über 0,10% liegt, wird der Stahl zu hart und für eine Druckverformung ungeeignet.
209842/0781
22U896 - 7 -
Als Herstell-ungsverfahren des Stahls, auf den das erfindungsgemäße Verfahren angewandt wird, wird ein gewöhnliches Kaltwalzverfahren eines Stahlbandes verwandt, ein Verfahren, daß in Serie die Stahlherstellung, Flachwalzen oder fortlaufendes Vergiessen, Warmwalzen, Beizen und Kaltwalzen umfaßt. Wenn es erforderlich ist, daß ein Stahl eine geringere Streckgrenze und eine gute Tiefziehfähigkeit zeigt, sollte der Stahl bei einer höheren Temperatur von mehr als etwa 630° dem Warmwalzen folgend auf gewickelt werden. Es ist festgestellt worden, daß das Aufwickeln bei der obengenannten hohen Temperatur ein Wachsen des Kristallkorns bewirkt, was zur Folge hat, daß die Carbide im Stahl anwachsen und grob verteilt sind. Ein solches Verhalten führt ein Kornwachstum nach dem fortlaufenden Glühen herbei und verbessert den Lankford-Wert r. Ein Kaltniederwalzbetrag von mehr als 30% ist ratsam.
Im Folgenden wird das erfindungsgemäße Verfahren anhand von Beispielen näher erläutert:
209842/078 1
Beispiel 1
Hilfsstellungserfordernissen:
Chemische Zusammensetzung des zu prüfenden Materials. TABELLE I
Stahl C Mn P S N O gelöst, Al
1 0.005 0.37 0.010 0.019 0.0019 0.029 spur
2 0.012 0.3** 0.011 0.021 0.0028 0.034 «
3 O.O23 O.35 0.012 O.OI7 0.0021 O.O36 *
4 O.O35 O.37 O.OI5 0.019 0.0020 O.O27 " $ 0.043 O.3O O.OO9 0.018 0.0018 O.O23 " 6 O.O60 O.3I O.OI3 O.O23 O.OOI3 O.O35 "
7 0.075 0.36 0.011 0.023 0.0015 0.036 *
8 O.O9I O.38 0.011 0.020 0.0015 O.O37
9 0.108 O.36 0.014 0.021 0.0014 O.O36 V
O.II9 O.39 0.016 0.020 O.OOI7 O.O3O
0.028 O.29 0.011 0i021 0.0039 0.005 0.026
0.045 O.3I O.OI3 0.018 O.OO36 O.OO6 0.053
O.O6I O.3O 0.014 0.022 O.OO56 O.OO5 0.046
O.O7O O.35 0.009 0.020 O.OO6I O.OO6 O.O35
Dem gewöhnlichen Stahlherstellungprozeß und dem Flachwalzen für die Stähle 1 bis 10 folgt ein Warmwalzen.
Endtemperatur: 8650C
Aufwickel-Temperatur: 6000C
Enddicke: 2,8 um
209842/0781
22 TA896 - 9 - ■■
Kaltwalzen nach, dem Beizen
Kaltniederwalzausmaß: 71 »
Enddicke: O, 8 mm
Fortlaufendes Glühen
Zyklus; Die Zyklen A, B, C, D und E sind Zyklen,
wie sie in Fig. 2 gezeigt sind. Zyklus A: Dauerglühen: 7100C, 30 Sekunden lang
Schnellabkühlgeschwindigkeit: 600°G/Sek. Warmhaltebehandlung: 4000C, 30 Sek.lang anschließend Abkühlung an Luft.
Zyklus B: Dies ist ein erfindungsgemäßer Zyklus. Maximale Aufheiztemperatur (T,,) 8000C Langsamabkühlgeschwindigkeit: 5°C/Sek. Temperatur, bei der die Sehnellabkühlung beginnt (T2): 650°C
Sehnellabkühlgeschwindigkeit: 600°C/Sek. Maximale Wiederaufheiztemperatur (T^):
Langsamabkühlgeschwindigkeit: 12°C/Sek·
Endtemperatur der Warmhaltebehandlung
(T4): 3000C.
Anschließend Abkühlung an Luft. Zyklus C: Maximale Aufheiztemperatur: 780°C.
Langsamabkühlgeschwindigkeit: 5°C/Sek.
Temperatur, bei der die Schnellabkühlung
beginnt: 6500C.
Sehnellabkühlgeschwindigkeit: 60Q°C/Sek.
Warmhaltebehandlung: 400°C, 30 Sek. lang
Anschließend Abkühlung an Luft. Zyklus D: Dauerglühen: 710°C, 30 Sekunden lang
Schnellabkühlgeschwindigkeit: 600°C/Sek.
Maximale Wiederaufheiztemperatür: 5000C
Langsamabkühlge schwindigke it: 12 ° C/Sek.
2098A2/0781
Endtemperatur der Warmhaltebehandlung: 30O0C
Anschließend Abkühlung an Luft.
Zyklus E: Dieser Zyklus ist einer der gewöhnlichen Zyklen
Dauerglühen: 71O0C, 30 Sekunden lang Anschließend gewöhnliche Langsamabkühlung und Abkühlung an Luft.
209842/0781
Mechanische Eigenschaften:
TABELLE II
Stahl Glüh- Streck- Streck- Zugfe- Gesamt- Alte- Lankford zyklus spannung dehnung stigkeit dehnung rungs- Wert r
index
A 20.9 0 32.1 46.0 6.2 i.27
B 20.5 0 31.9 46.7 6.3 1.33
1 C 20.7 0 32.1 46.0 6.0 I.30
D 20.7 0 32.0 46.3 6.1 1.29
E 21.1 0.5 32.3 45.7 6.1 I.30
A 22.0 0 32.8 44.7 6,2 1.22
B 21.6 0 32.7 45.1 6.2 I.27
2 C 21.8 0 32.7 44.9 6.3 1.25
D 22.0 0 32.5 45.2 6.1 1.22
E 21.9 0.6 32.8 45.0 6.5 I.23
A 22.0 0 33.1 44.9 5.5 1.15
B 21.8 0 32.9 45.2 5.6 I.23
3 C 22.0 0 32.9 45.3 5.5 1.21
D 21.9 0 33.3 44.4 5.6 1.14
E 23.7 0.8 33.3 43.I 7.0 I.I3
A 23.3 0 33.9 44.9 5.7 1.11
B 22.0 0 33.1 44.7 5.1 1.18
4 C 22.5 0 33.6 44.7 5*5 1.17
D 22.6 0 33.9 44.9 5.4 1.08
E 25.6 1-3 35.1 42.1 7.2 1.06
A 23-9 0 34.1 44.3 5.2 . 1.12
B 22.3 0 33.6 45.6 4.9 I.I3
5 C 22.9 0 34.4 45.3 5.0 1.18
D 23.2 0 33.9 45.O 5.2 1.08
E 26.8 1.5 35.0 40.9 6.9 1.10
2098 42/0781
??U896
Λ 25.0 0 34.6 44.1 5.2 I.09
B 23.0 0 33.7 44.6 4.7 I..09
6 C 24.2 0 33.9 44.9 5.0 1.15
D 24.0 0 34.3 44.5 5.0 I.07
E 27.8 1.6 36.0 40.8 7.2 1.10
A 25.2 0 34.9 43.9 4.9 1.06
B 24.1 0 34.6 43.9 4.9 1.03
7 C 24.5 0 35.0 42.7 4.7 1.13
D 24,7 0 35.2 43.6 4.9 1.07
E 28.3 1.2 37.1 39.6 7.6 1.10
A 26.0 0 35.9 43.8 5.6 1.06
B 24.5 0 35.1 43.6 5.5 1.04
8 C 25.3 0 35.5 44.0 5.5 I.09
D 25.1 0 35.7 43.8 5.5 I.05
E 30.6 1.0 38.0 33.5 7.1 I.07
A 27.8 0 36.6 42.1 5.3 I.03
B 26.1 0 36.5 41.9 5.0 1.01
9 C 27.0 0 36.8 42.0 5.2 I.06
D 27.0 0 36.9 42.5 5.1 1.01
E 32.5 1.9 39.7 36.6 6.9 1.00
A 28.2 0 37.9 41.9 5.6 1.00
B 26.7 0 37.8 41.1 5.0 1.03
10 C 27.5 0 38.0 41.7 5.3 1.05
D 27.9 0 37.7 41.5 5.4. 1.00
E 33.1 2.6 39.9 35.9 6.8 0.97
In der obigen Tabelle I stimmt der Kohlenstoffgehalt der Stähle 3 bis 8 unter diesen Stählen mit dem Bereich überein, der erfindungsgemäß bestimmt ist. Die Beziehung zwischen der Streckspannung und dem Kohlenstoffgehalt, die sich bei den Stählen A, B und E zeigt, ist als repräsentativ für diese Eigenschaften in Fig. 3 gezeigt und die Beziehung zwischen dem Alterungsindex und dem Kohlenstoffgehalt in Fig. 4.
209842/0781
,43-
2214396
Aus den obigen Tabellen I und II ist zu ersehen, daß bei den Stählen, die einen Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,02 % enthalten, Unterschiede der Eigenschaften, die von den verschiedenen Glühzyklen abhängig sind, sich kaum zeigen und Effekte infolge der Warmhaltebehandlung unbestimmt sind. Das heißt, daß alle Alterungsindices einen beträchtlich hohen Wert wie 6,0 und 6,5 kg/mm aufweisen, während alle Streckspannungen der Stähle
1 und 2 relativ kleia ,sind. Solche Stähle werden bei der. praktischen VerwendungYmT'rage kommen. Wenn andererseits de<r Kohlenstoffgehalt über 0,10%, wie bei den Stählen 9 und 10 liegt,
erreichen die Streckspannungen Werte über 26 kg/mm . Dieses Material kann als harte Qualität angesehen werden, das dementsprechend für eine Druckverformung ungeeignet ist.
Damit sind Stähle, die einen Kohlenstoffgehalt von 0,02$ bis 0,10$ aufweisen, für Preßverformungen die am meisten geeigneten Materialien. Selbstverständlich variieren die mechanischen Eigenschaften der Stähle in Abhängigkeit von dem verwandten Glühzyklus. Diese unterschiedlichen Eigenschaften bei den Stählen 3 bis 8 sind in Tabelle II gezeigt. Aus dieser ist zu ersehen, daß sowohl die Streckspannung als auch der Alterungsindex klein werden. Besonders die Streckspannung von Stählen, die mit dem Zyklus B behandelt wurden, erniedrigt sich um etwa
2 kg/mm , und der Alterungsindex verringert sich um ungefähr
0»5 kg/mm im Vergleich zu den Werten von Zyklus A. Die Eigenschaften der Stähle, die mit den Zyklen C und D behandelt sind,
209842/0781
22U896
sind besser als die des Zyklus A und schlechter als die des Zyklus B. Ein solcher Unterschied beruht auf den Auswirkungen des Zyklus B, d.h. dem erfindungsgemäßen Verfahren, bei dem der Stahl langsam von der maximalen Aufheiztemperatur zu der Temperatur, bei der die Schnellabkühlung beginnt und die im Bereich zwischen dem A--Punkt und 6OO°G liegt, abgekühlt wird, von dieser Anfangstemperatur auf die normale Temperatur schnell abgekühlt wird und dann langsam von der maximalen Wiederaufheiztemperatur zur Endtemperatur der Warmhaltebehandlung abgekühlt wird.
Beispiel 2
Herstellungserfordernisse:
Die chemische Zusammensetzung des zu prüfenden Materials war die gleiche wie in Beispiel 1.
Auf eine gewöhnliche Stahlherstellung und ein Flachwalzen folgte ein Warmwalzen.
Endtemperatur: 8600C Aufwickeltemperatur: 7000C Enddicke: 2,8 mm
Kaltwalzen nach dem Beizen:
gleiche Werte, wie in Beispiel 1.
209842/0781
Fortlaufendea Glühen:
gleiche Werte, wie in Beispiel 1.
Mechanische Eigenschaften:
Tabelle III Temperwalz· -
ausmaß: 1»5
Glüh- ,Streck-«Streck- Zugfestig-.Gesamt- Alte-. Lankford-Stahl zyklus spg. dehnung keit dehnung rungs- wert r
indez
A 20t2 0 31.1 45.4 6.3 1.39
B 19.7 0 30.7 45.7 6.1 1.41
1 C 20.0 0 31.5 45.0 6.1 1.41
D 20.1 O 31.0 45.5 6.2 1.38
E 21.6 0.3 31.9 45.1 6.0 1.33
. A 21.1 0 31.6 44.6 6.3 I.36
B 20.5 0 31.6 45.3 6.0 I.43
2 C 20.7 0 31.3 45.0 6.3 1.40
D 20.9 0 32.0 45.3 6.1 ' I.37
E 21.9 0.2 32.9 44.1 6.4 I.36
209842/0781
A B C D
22U896
21.5 20.3 21.2 20.8 22.7
0 0 0 0 0.6
32.6 32.1
32.5 32.2
33.0
45.2
44. 7
44.5
43.0
5.6 5.5 5.5 5.7 7.6
1.39 1.37 1.40
1.35 1.33
A 22.0 0 32.5 43.9 5.3 1.31
B 20.6 0 32.5 44.6 4.9 I.36
4 C 21.1 0 33.2 44.2 5.1 1.35
D 21.3 0 32.7 44.9 5.2 I.32
E 24.9 0.6 34.8 41.1 7.7 1.33
A 23.0 0 33.1 44.9 5.0 I.30
B 21.0 0 32.6 46.3 4.7 I.36
5 C 21.8 0 33.1 45.2 5.0 I.36
D 22.2 0 33.5 44.8 4.9 ΙΟΙ
E 26.9 0.4 35.1 40.3 7.5 1.31
A 23.6 0 33.6 43.6 5.6 I.32
B 21.9 0 33.0 45.8 5.5 1.37
6 C 22.5 0 33.3 44.5 5.6 I.36
D 22.7 0 33.6 45.0 5.6 I.30
E 27.6 0.7 34.9 40.0 7.7 1.29
A 23.9 0 34.1 43.5 5.8 I.27
B 22.1 0 33.5 43.8 5.1 I.34
7 C 23.1 0 34.0 43.0 5.5 1.35
D 22.7 0 33.9 44.0 5.4 1.25
E 27.6 0.3 34.9 39.1 7.3 1.24
A 24.6 0 34.2 42.5 5.6 1.26
B 22.8 0 34.0 43.5 5.6 I.32
8 C 23.5 0 34.0 42.7 5.7 I.30
D 24.0 0 34.5 43.2 5.5 , . 1-27
E 30.1 0.3 36.0 38.0 7.5 I.30
209842/0781
A 25.8 0 34.3 42.6 2214 896
B 24.1 0 34.O 43.9 5.5 1.27
C 24.8 0 3^.5 43.O 5.1 1.30
9 D 25.0 0 34.O 43.5 5.4 1.32
E 30.9 0.9 37.0 36.9 5.4 1.25
A 26.6 0 35.1 43.O 7.0 ' 1.20
B 24.6 0 35.9 43.3 5.5 1.29
C 25.3 0 35.0 42.5 5.5 1.31
10 D 25.5 0 35.5 43.6 5.3 1.33
E 31.6 0.9 38.7 36.I 5.6 1.25
A 22.? 0 32.6 45.1 6.7 1.20
B 21.6 0 32.5 45.2 4.6 1.23
C 22.0 0 32.0 44.7 4.0 1.26
11 D 22.0 0 32.6 44.7 4.3 1.28
E 23.1 0,2 33.0 41.0 4.5 1.20
A 23.O 0 32.9 45.2 7.2 1.21
B 21.7 0 32.5 44.7 4.3 1.21
C 22. 6 0. 32.2 45.O 3.9 1.22
12 D 22.2 0 33.2 43.9 4.0 I.23
E 24.1 0.1 33.β 40.5 4.2 1.22
A 23.3 0 33.5 44.4 6.8 1.21
B 22.1 0 33-3 45· 1 4.1 1.18
C 23.O 0 33.0 44.8 3.9 1.13
13 O 22.5 0 33.8 45.0 4.1 I.I7
E 26.0 0.2 34.7 40.1 4.2 1.14
A 24.7 0 34.O 44.0 7.0. 1.16
B 23.8 0 33*7 43.8 4.0 1.15
C 24.2 0 33*5 43.2 3.7 I.I7
14 D 24.3 0 34.1 44.3 4.0 1.17
E 28.2 0.2 35-3 39.5 3.8 1.13
6.8 *' 1.11
209 8 42-/07
22U896
Aus der obigen Tabelle III ist zu ersehen, daß - verglichen mit Tabelle II in Beispiel 1 - die Streckspannung und Zugfestigkeit auf dieselbe Wei&e.verringert und die Gesamtdehnung und der Lankfordwert angestiegen sind. Natürlich hängen solche Verbesserungen der Tiefziehfähigkeit, wie sie in Tabelle II gezeigt sind, von der höheren Aufwickeltemperatur, 7000C, als bei Beispiel 1, 6000C, ab. Gleichzeitig ist zu ersehen, daß sich dieselbe Neigung, wie sie beim obigen Beispiel 1 für die Beziehung zwischen den Eigen schäften und dem Kohlenstoffgehalt klargeworden ist, zeigt. Damit werden die Eigenschaften unabhängig vom Unterschied der Stahlsorte merklich verbessert, wenn der Stahl bei einer hohen Temperatur von wenigstens 63O°C aufgewickelt wird.
Beispiel 3
Bei diesem Beispiel wurde der Stahl t> unter den Stählen der obigen Tabelle I geprüft. Das Ziel dieser Prüfung lag darin, Einflüsse der Abkühlgeschwindigkeit von der Dauerglühtemperatur, d.h. dem T„-Punkt, auf die Normaltemperatur, auf die Eigenschaften des Stahles festzustellen. Die Warmwalz- und Kaltwalzerfordernisse bei dem obigen Stahl waren die gleichen wie in Beispiel 2. Die fortlaufende Glühbehandlung wurde jedoch, abhängig von Zyklus A a.us Beispiel 1, durchgeführt. D.h.:
209842/0781
22U896
Dauerglühtemperatür: 7100C 30 Sek. lang Schnellabkühlgeschwindigkeit: 17 Punkte von 30 OOO°C/Sek.
bis 13°C/Sek., wie in Mg. 5
gezeigt
Warmhaltetemperatur: 40O0C, 30 Sek. lang. Anschließend Abkühlung an Luft.
Wie in Pig. 5 gezeigt, verringert sich der Alterungsindex wenn die Kühlgeschwindigkeit ansteigt. Wenn jedoch der Anstieg der Kühlgeschwindigkeit 200°C/Sek. erreicht, nimmt der Alterungsindex einen Wert von etwa 5 kg/mm ein, ein Wert, der ähnlich dem ist, der bei dem bekannten Chargenglühverfahren erreicht wird,und beim Anstieg der Abkühlgeschwindigkeit tritt eine geringe Änderung auf. Bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 000° C/Sek. ändert sich die Streckspannung kaum. Wenn diese Geschwindigkeit über 10 OOO°C/Sek. liegt, neigt die Streckspannung dazu, anzusteigen. Baraus ist zu ersehen, daß die Abkühlgeschwindigkeit bei dem erfindungsgemäßen Verfahren, die zwischen 10000°C/s und200°C/s liegt, die am besten geeignete Geschwindigkeit ist. Wenn darüberhinaus der Zyklus B, der die obige Abkühlgeschwindigkeit enthält, als fortlaufendes Glühverfahren verwandt wird, können die Eigenschaften des Stahls noch weiter verbessert werden, was in den Tabellen II und III gezeigt ist.
209842/0781
??U896
Y/ie oben ausgeführt, besteht kein Zweifel daran, daß die mechanischen Eigenschaften von Stahl, wenn ein Stahlband mit dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wird, im Vergleich mit den Eigenschaften eines Stahls, der mit einem herkömmlichen, fortlaufenden Glühverfahren behandelt wurde, merklich verbessert sind, so daß dieser fortlaufend geglühte Stahl eine Druckverformung aushalten kann. Es ist anzumerken, daß der industrielle Nutzen, d.h. eine hohe Produktivität und eine gute Tiefziehfähigkeit dem fortlaufende geglühten Stahl nur bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verliehen wird.
2098A2/0781

Claims (8)

7214896 Patentansprüche
1. Verfahren zum. Herstellen einer tiefziehfähigen Stahlplatte, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl hergestellt wird, der einen Kohlenstoffgehalt von 0,02$ bis 0,10$ enthält, der Stahl einem gewöhnlichen Niederwalzen oder fortlaufendem Vergießen, Warmwalzen, Beizen und Kaltwalzen unterworfen wird, das kaltgewalzte Stahlband auf eine !Temperatur im Bereich zwischen der Rekristallisationstemperatur und 850°0 aufgeheizt wird, langsam von dieser Temperatur auf eine Temperatur im Bereich zwischen dem A1-Punkt und 6000C abgekühlt wird, dann von dieser Temperatur auf die normale Temperatur schnell mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen 200°C/Sek. und 1000Q°C/Sek. abgekühlt wird, einer Warmhaltebehandlung unterworfen wird,
. bei der das Band wieder aufgeheizt wird auf eine Temperatur im Bereich zwischen 3000C und 53O°C, anschließend langsam von dieser Temperatur auf. wenigstens 3000C abgekühlt wird, und schließlich von der Warmhaltetemperatur auf die normale Temperatur abgekühlt und dann auf herkömmliche Weise tempergekühlt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß auf das Warmwalzen ein Aufwickelvorgang folgt, der bei einer Temperatur von wenigstens 63O°C durchgeführt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Geschwindigkeit des langsamen Abkühlens, das auf das Erwärmen des kaltgewalzten Stahlbandes folgt, etwa 5°C/Sek. beträgt.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Wiederaufheiztemperatur im Bereich zwischen 35O°C und 45O°C
209842/0781
22U896
liegt.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Geschwindigkeit des langsamen Abkühlens, das auf das Wiederaufheizen folgt, etwa 12°C/Sek. beträgt.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Band auf eine Temperatur von etwa 8000C erwärmt wird, langsam auf etwa 65O°G mit einer Geschwindigkeit von 5°C/Sek, und dann schnell von dieser Temperatur auf normale Temperatur mit einer Geschwindigkeit von etwa 600°C/Sek. abgekühlt wird, in einer nachfolgenden Warmhaltebehandlung auf eine Temperatur zwischen 53O°G und 50O0G erwärmt, danach langsam auf 30O0C mit einer Geschwindigkeit von etwa 120C abgekühlt und nachfolgend an Luft gekühlt wird^'l*rt'T*H~^ ^tSf
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß daa
Stahlband bei etwa 7000C in der Warmwalzphase aufgewickelt . wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß das zu behandelnde Stahlband aus aluminiumberuhigtem Stahl besteht.
209842/0781
DE2214896A 1971-03-27 1972-03-27 Verfahren zum Herstellen eines tiefziehfahigen Bandstahles Ceased DE2214896B2 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP1813771A JPS5413403B1 (de) 1971-03-27 1971-03-27

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE2214896A1 true DE2214896A1 (de) 1972-10-12
DE2214896B2 DE2214896B2 (de) 1975-09-11

Family

ID=11963201

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE2214896A Ceased DE2214896B2 (de) 1971-03-27 1972-03-27 Verfahren zum Herstellen eines tiefziehfahigen Bandstahles

Country Status (8)

Country Link
US (1) US3839095A (de)
JP (1) JPS5413403B1 (de)
DE (1) DE2214896B2 (de)
FR (1) FR2132090B1 (de)
GB (1) GB1389078A (de)
IT (1) IT953565B (de)
NL (1) NL155597C (de)
ZA (1) ZA722060B (de)

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3988174A (en) * 1972-04-03 1976-10-26 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet having excellent workability and method thereof
US3988173A (en) * 1972-04-03 1976-10-26 Nippon Steel Corporation Cold rolled steel sheet having excellent workability and method thereof
JPS5215046B2 (de) * 1972-06-22 1977-04-26
US4145235A (en) * 1972-12-28 1979-03-20 Nippon Steel Corporation Process for producing cold rolled steel sheet and strip having improved cold formabilities
US4113523A (en) * 1973-07-25 1978-09-12 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Process of making high tension cold-reduced al-killed steel excellent in accelerated aging property
US4066474A (en) * 1974-01-31 1978-01-03 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method of making high strength cold reduced steel by continuous annealing process
US4113517A (en) * 1974-04-26 1978-09-12 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method of making cold-reduced al-killed steel strip for press-forming by continuous casting and continuous annealing process
JPS5157623A (en) * 1974-11-18 1976-05-20 Nippon Kokan Kk Takaitosoyakitsukekokaseitosugureta hijikoseiomotsukochoryokureienkohanno seizohoho
JPS5171812A (en) * 1974-12-20 1976-06-22 Toyo Kohan Co Ltd Renzokushodon nyoru nanshitsusukohanno seizohoho
US3936324A (en) * 1975-03-14 1976-02-03 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method of making high strength cold reduced steel by a full continuous annealing process
JPS5226313A (en) * 1975-08-25 1977-02-26 Nippon Kokan Kk <Nkk> Manufacturing process of cold roled steel sheets of low yielding point by continuous annealing
JPS53137020A (en) * 1977-05-02 1978-11-30 Centre Rech Metallurgique Continuous heat treatment method of rolled steel sheet
AU505774B2 (en) * 1977-09-09 1979-11-29 Nippon Steel Corporation A method for treating continuously cast steel slabs
JPS5830937B2 (ja) * 1979-02-02 1983-07-02 新日本製鐵株式会社 短時間連続焼鈍によるａｉキルド深絞り用冷延鋼板の製造法
JPS5857492B2 (ja) * 1980-09-25 1983-12-20 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度冷延鋼板の製造方法
JPS5773132A (en) * 1980-10-24 1982-05-07 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing
EP0075292B2 (de) * 1981-09-18 1993-11-24 Nippon Steel Corporation Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbleches
US4698102A (en) * 1984-07-09 1987-10-06 Nippon Steel Corporation Process for producing, by continuous annealing, soft blackplate for surface treatment
DE3841870A1 (de) * 1988-12-13 1990-06-21 Westfalenstahl Kalt Und Profil Stahl zur herstellung von stahlbaendern fuer die fertigung von schattenmasken
FR2850671B1 (fr) * 2003-02-05 2006-05-19 Usinor Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE635419A (de) * 1962-07-25
US3320099A (en) * 1964-08-12 1967-05-16 United States Steel Corp Method of processing steel
GB1163611A (en) * 1965-08-10 1969-09-10 Nippon Kokan Kk Improvements in or relating to a Process for the Manufacture of Cold-Rolled Steel Sheets.
US3513036A (en) * 1967-05-02 1970-05-19 Inland Steel Co Process for producing coiled,hotrolled,pickled steel strip
DE2212711A1 (de) * 1972-03-16 1973-09-27 Bosch Gmbh Robert Blockierschutz-einrichtung

Also Published As

Publication number Publication date
NL7204052A (de) 1972-09-29
IT953565B (it) 1973-08-10
FR2132090B1 (de) 1974-08-02
GB1389078A (en) 1975-04-03
FR2132090A1 (de) 1972-11-17
DE2214896B2 (de) 1975-09-11
ZA722060B (en) 1972-12-27
US3839095A (en) 1974-10-01
NL155597C (nl) 1978-06-15
JPS5413403B1 (de) 1979-05-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2214896A1 (de) Verfahren zum Herstellen einer tiefziehfähigen Stahlplatte
DE2917287C2 (de) Verfahren zum Herstellen von Schraubenfedern, Torsionsstäben oder dergleichen aus Federstahldraht
DE69923934T2 (de) Federstahl mit ausgezeichneter Verarbeitbarkeit
DE3046941A1 (de) &#34;verfahren zur herstellung eines zweiphasen-stahlblechs&#34;
DE1558720B1 (de) Verfahren zur herstellung eines kalt gewalzten stahlbleches mit ausgezeichneter tiefziehfaehigkeit und duktilitaet
DE3541792A1 (de) Bolzen und verfahren zu seiner herstellung
DE3142403A1 (de) &#34;kontinuierliches gluehverfahren zur herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten stahlbleches mit guter tiefziehfaehigkeit und alterungsbestaendigkeit&#34;
DE102007039013B3 (de) Verfahren zum Herstellen eines oberflächenentkohlten Warmbands
DE2155620A1 (de) Vakuumentgaster Stahl, der zu Platten für das Sondertiefziehen heiß verwalzt ist, und Verfahren zu dessen Herstellung
DE3528782C2 (de)
DE3616518A1 (de) Verfahren zum herstellen eines hochfesten stahls
DE60000342T2 (de) Stahlband mit geringem Aluminiumgehalt für Behälter
DE2657435A1 (de) Verfahren zum verbessern der physikalischen eigenschaften eines niedriglegierten stahls
DE3617907A1 (de) Verfahren zur herstellung von austenitischen rostfreien stahlplatten mit hoher korrosionsfestigkeit und hoher mechanischer festigkeit bei umgebungstemperatur und bei hohen temperaturen
DE2745241A1 (de) Hochmanganhaltige staehle mit verbesserter zaehigkeit und verfahren zu deren herstellung
DE2557450C3 (de) Verfahren zur kontinuierlichen Wärmebehandlung von Bändern für die Herstellung von Weiß- oder Schwarzblech aus unberuhigtem Stahl
DE3704828C2 (de)
DE10081707C2 (de) Verfahren zur Herstellung von Stahlblech für Schattenmasken mit ausgezeichneter Dickengenauigkeit in Längsrichtung
DE2263431A1 (de) Kaltgewalztes stahlblech fuer pressverformung
DE1458464C3 (de) Anwendung eines Wärmebehandlungsund Reckalterungs verfahrens auf einen Stahl
DE2338898A1 (de) Verfahren zum herstellen kornorientierten elektroblechs
DE2348062A1 (de) Verfahren zum herstellen eines alterungsbestaendigen tiefziehstahls fuer kaltgewalztes blech
DE1433825C3 (de) Verfahren zum Glühen zur Verbesserung der Tiefzieheigenschaften von Bandstahl
DE10247998B4 (de) Verfahren zum Herstellen eines besonders gut verformbaren kaltgewalzten Stahlbands oder -blechs
DE60028875T2 (de) Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlbleches zum tiefziehen

Legal Events

Date Code Title Description
BHV Refusal