DE2438328A1 - Verfahren zur waermebehandlung und streckbarkeit von kaltblech - Google Patents
Verfahren zur waermebehandlung und streckbarkeit von kaltblechInfo
- Publication number
- DE2438328A1 DE2438328A1 DE2438328A DE2438328A DE2438328A1 DE 2438328 A1 DE2438328 A1 DE 2438328A1 DE 2438328 A DE2438328 A DE 2438328A DE 2438328 A DE2438328 A DE 2438328A DE 2438328 A1 DE2438328 A1 DE 2438328A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- annealing
- carbon
- cold
- 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
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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
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
NIPPON STEEL CORPORATION No.6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan
"Verfahren zur Wärmebehandlung und Streckbarkeit von KaIt-
blech"
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Wärmebehandlung und Verbesserung der Streckbarkeit von Kaltblech
zum Herstellen hochfesten kaltgewalzten Blechs mit einer Zugfestigkeit von 45 bis 90 cb und einer Streckgrenze von
35 bis 75 cb bei gleichzeitig guter Preßverfonabarkeit, insbesondere
Streckbarkeit.
Die Automobilindustrie benötigt in zunehmendem Maße Bleche, insbesondere zum Herstellen von Karosserienblechen mit höherer
Festigkeit ohne Beeinträchtigung der Preßverformbarkeit bzw. Streckbarkeit. Dies gilt insbesondere für das Herstellen
von Seitenteilen, die bei der Formgebung einer starken Streck- und Biegebeanspruchung unterliegen, deren Festigkeit
andererseits aber auch eine wichtige Rolle bei der Sicherheit spielen. Die Forderung geht daher nach einem kaltgewalzten
Blech mit einer Festigkeit von 45 bis 90 cb, einer Streckgrenze von 35 bis 75 cb sowie einer ausgezeichneten Duktilität,
insbesondere Streckbarkeit und ausgezeichneter Tiefziehbarkeit,
insbesondere mit hohem r-Wert.
509809/0812
Bislang war es kaum möglich, Bleche dieser Qualität zu üblichen Preisen herzustellen. Der Erfindung liegt daher die
Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen kaltgewalzten Blechs vorzuschlagen, das den vorerwähnten Anforderungen
ohne erhöhte Herstellungskosten genügt. Die Lösung dieser Aufgabe besteht In einem Verfahren, bei dem ein beruhigt
vergossener Stahl mit 0,03 bis 0,30% Kohlenstoff, höchstens 0,796 Silizium, 0,6 bis 2,5% Mangan, 0,01 bis 0,02%
Aluminium, höchstens 0,01% Sauerstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen, in üblicher
Weise warm- und mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 30% Eisen gewalzt wird. Das kaltgewalzte Blech wird dann
mit einer durchschnittlichen Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 3°C/sec. auf eine Temperatur von 6500C bis zur A,-Temperatur
erwärmt und dort 1 bis 15 Minuten gehalten sowie mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von
0,5 bis 30°C/sec. auf 50O0C abgekühlt.
Warum die erfindungsgemäße Wärmebehandlung zu einer merklichen Erhöhung der Zugfestigkeit und Streckgrenze ohne Beeinträchtigung
der Duktilität führt, konnte noch nicht völlig geklärt werden. Es ist jedoch anzunehmen, daß es bei dem
Glühen zwischen 65O0C und A, angesichts der hohen Erwärmungsgeschwindigkeit und kurzen Glühzeit nicht zu einem Kornwachstum
kommt, so daß sich die Streckgrenze unter Beibehaltung des feinkörnigen Gefüges erhöht. Das schnelle Erwärmen und
die kurze Glühzeit bedingen gleichzeitig, daß bestimmte Elemente wie beispielsweise der Kohlenstoff nur einer unvollständigen
Korngrenzenseigerung unterliegen, so daß sie sich vermehrt an den Korngrenzen ausscheiden. Die Folge davon dürfte
eine vom Korndurchmesser abhängige Verbesserung der Streckgrenze sein.
•j O 9 8 0 9 / Γ9 ! 7
2438321
Des weiteren konnte festgestellt werden, daß ein Glühen zwischen der A1- und der A,-Temperatur zu einer Erhöhung der
Zugfestigkeit und Streckgrenze führt. Dies dürfte darauf zurückzuführen sein, daß sich bei hohen Temperaturen ein Zwei-Phasen-Gefüge
aus Ferrit und Austeiifc bildet und daß der Austenit bei einem Abkühlen mit verhältnismäßig hoher Abkühlungsgeschwindigkeit
auf höchstens A in einen harten Gefügebestandteil wie Troostit, Sorbit, Bainit und Martensit
umwandelt, während der Hochtemperatur-Ferrit auch nach dem Abkühlen eine weiche ferritische Phase bildet. Ein solches
komplexes Gefüge aus einer harten und einer weichen Phase dürfte die Zugfestigkeit merklich erhöhen und gleichzeitig
eine ausgezeichnete Duktilität, insbesondere Streckbark^it gewährleisten·
Obgleich der Kohlenstoff und das Mangan die wesentlichen Begleitelemente
sind, kommt den anderen Begleitelementen, insbesondere dem Silizium und dem Phosphor im Hinblick auf deren
Korngrenzenseigerung eine wichtige Rolle bei der Verbesserung der Streckgrenze zu, da sich die Streckgrenze mit zunehmender
Ausscheidung bestimmter Elemente ftn den Korngrenzen beim
Schnell erwärmen und Kurzglühen im Temperaturbereich von 6500C
bis zur A1-Temperatur erhöht. Andererseits tragen das Silizium
und der Phosphor bei einem Glühen zwischen der A-.- und
der A^-Temperatur zur Bildung einer Gamma-Schleife bei hohen
Temperaturen bei und bewirken eine Diffusion des Kohlenstoffs aus dem Ferrit in den Austenit, so daß die Kohlenstoffkonzentration
des Austenits bei hohen Temperaturen ansteigt und demzufolge die Härte der sich beim Abkühlen bildenden harten Phase
ansteigt, was eine höhere Festigkeit zur Folge hat.
Die Begrenzung der Glühtemperatur auf höchstens A^ führt dazu,
S09809/Ö81 2
2438329
daß die Karbide eine feindisperse Zementit-Phase bilden. Diese Zementit-Phase entsteht, wenn beispielsweise der
beim Kaltwalzen zerstörte und während des Glühens gelöste Perlit des warmgewalzten Blechs abgekühlt wird.
Demgegenüber entsteht bei einem Glühen zwischen der A^-
und der A-z-Temperatur durch Ausscheiden eines sehr feinen
Zementits im ferritischen Grundgefüge ein hartes Gefüge aus Troostit und Sorbit oder Bainit und Martensit. Dabei
können die harte und die weiche Phase ein leicht laminares Gefüge bilden, wenngleich auch in diesem Falle das Gefüge
im Hinblick auf eine hohe Festigkeit beispielsweise keinen typischen Perlit enthalten darf, bei dem die Gefügebestandteile
Ferrit und Zementit deutlich abwechseln. In der Zeichnung sind die Gefüge zweier nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
behandelter Bleche dargestellt; so gibt
Flg. 1 die Aufnahme eines komplexen Gefüges aus karbidfreiem
Ferrit und diesen Ferrit umgebendem Ferrit mit sichtbaren Karbiden wieder, während
Fig, 2 ein komplexes Gefüge aus Ferrit und Troostit zeigt.
Hinsichtlich der harten Phase ergibt sich, daß ein Gefüge aus Ferrit und beispielsweise Troostit und Sorbit mit einer
feinen Karbid-Phase bezüglich der Festigkeit weniger auf die
Abkühlungsgeschwindigkeit anspricht als ein Gefüge aus Martensit und Bainit.
Eine weitere Verfeinerung des Troostits oder des Sorbits als harte Phase ergibt sich, wenn das Glühen zwischen der A^-Temperatur
und 7900C stattfindet. Dabei entsteht ein komplexes
Gefüge, dessen harte Phase aus sichtbar feindispersem Karbid
509809/0612
gleichmäßig den weichen Ferrit umgibt, wie Fig. 1 zeigt. Dies ist ein deutliches Anzeichen dafür, daß sich über
die Blechebene und die Bleohdicke eine sehr geringe Anisotropie der mechanischen Eigenschaften ergibt.
Um ein ausgewogenes Verhältnis von hoher Festigkeit und hoher Duktilität zu gewährleisten, sollte der Anteil der
harten Phase im Gefüge etwa 50% nicht übersteigen und vorzugsweise höchstens 30% betragen«
Neben den bereits erwähnten Begleitelementen kann der Stahl im Falle eines Glühens zwischen der A,.- und A^-Teinperatur
auch noch Bor enthalten, das ein Ausscheiden des Ferrits aus dem Austenit unterdrückt und zur Erhöhung der
Härte der hArten Phase führt.
Kaltgewalztes Feinblech besitzt zwar im allgemeinen gute Biegeeigenschaften; gleichwohl ist es vorteilhaft, bei
einem Stahl zum Herstellen kleiner Teile, die mit geringerem Biegeradius verformt werden, wie beispielsweise Seitenteile,
die Größe der Sulfideinschlüsse zu verringern. Aus diesem Grunde enthält der Stahl vorteilhafterweise Zirkonium,
Kalzium, Magnesium und Seltene Erdmetalle sowie zur Erhöhung der Streckgrenze und Festigkeit unter Beibehaltung einer
hohen Duktilität auch Chrom, Nickel und Kupfer. Da der Kohlenstoff zu einer Erhöhung der Festigkeit führt, muß der
Stahl mindestens 0,03% Kohlenstoff, im Hinblick auf ein Glühen zwischen der A^- und der A^-Temperatur mindestens 0,06%
Kohlenstoff enthalten, um die erforderliche harte Phase bilden zu können. Damit der Anteil dieser Phase im Gefüge 10%
übersteigt und sich ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Duktilität ergibt, sollte der Kohlenstoffgehalt mindestens
0,1% betragen. Vorzugsweise beträgt der Gehalt des
509809/0812
neben dem Hangan als Hauptbestandteil fungierenden Kohlenstoffs
Jedoch mindestens 0,1596, um bei einer günstigen
Abkühlungsgeschwindigkeit durch Erhöhung der Härte der harten Phase eine ausreichende Festigkeit zu gewährleisten.
Andererseits wird der Anteil der harten Phase bei Kohlenstoff gehalten über 0,3096 zu groß und die Duktilität
beeinträchtigt. Darüber hinaus besteht bei Kohlenstoff gehalten über 0,2596 die Gefahr, daß sich beim
Warmwalzen zu viel Perlit bildet und infolge örtlicher Seigerung des Kohlenstoffs das ausgewogene Verhältnis von
Festigkeit und Duktilität gestört wird.
Der Stahl muß mindestens 0,696 Mangan enthalten, um eine hohe Festigkeit zu gewährleisten; er sollte mindestens
1,096 Hangan enthalten, um auf dem Wege über eine Erhöhung
des Austentitanteils bei hohen Temperaturen ein günstiges
Gefüge einzustellen. Andererseits erhöhen Mangangehalte über 2,596 die Härte auf Kosten der Duktilität. Zu hohe Mangangehalte
bringen die Gefahr einer Seigerungsschicht aus Mangan und eines Streifengefüges mit sich. Vorzugsweise
beträgt der Mangangehalt höchstens 1,896, wenngleich der Mangangehalt
im Hinblick auf ein Mischgefüge aus Ferrit, Troostit und Sorbit und feinem Karbid höchstens 1,696 Mangan betragen
sollte.
Das Silizium trägt zur Erhöhung der Festigkeit bei, braucht dem Stahl jedoch nicht zugesetzt zu werden; es fördert ebenfalls
die Bildung einer Gamma-Schleife. Beim Glühen zwischen der A1- und der A^-Temperatur muß der Stahl mindestens 0,196
Silizium enthalten, um eine kohlenstofffreie Ferrit-Phase zu bilden bzw. den Ferrit aus dem Kohlenstoff herauszudrängen.
Andererseits bringen Siliziumgehalte über 0,796 die Gefahr einer Verzunderung mit sich, so dad sich auf dem kalt-
509809/0812
gewalzten Stahlblech Zunderfiguren bilden können und nicht nur die Lackhaftung beeinträchtigt wird, sondern
auch die Gefahr einer Beschädigung der Ofenrollen durch Anhaften des Siliziums besteht, so daß ein kontinuierliches
Glühen nicht möglich ist.
Ein ausreichend fester Stahl ergibt sich auch ohne einen
Zusatz von Phosphor, der eine ähnliche Wirkung besitzt wie das Silizium und beim Glühen zwischen der A^- Temperatur
und 79O0C zusammen mit dem Silizium das Gefüge in
der nachfolgend beschriebenen Weise beeinflußt.
Wie bereits erwähnt, bildet sich beim Glühen zwischen der A1-Temperatur und 790°C ein komplexes Gefüge, bei dem eine
harte Phase mit sichtbaren feinen Karbiden in einem ferritischen Grundgefüge gleichmäßig die weichen und keinen
sichtbaren Karbid enthaltenden Ferritkörner umgrenzt. Enthält der Stahl Phosphor und Silizium, dann läßt sich dieses
Gefüge leichter einstellen. Phosphor und Silizium bilden nämlich beide eine Gamma-Schleife und fördern die Bildung
einer karbidfreien Ferritphase, da sie den Kohlenstoff aus dem Ferrit verdrängen. Insbesondere dann, wenn der Gesamtgehalt
an Phosphor und Silizium mindestens 0,05% beträgt und das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff mindestens 0,5 und/
oder das Verhältnis von Silizium zu Kohlenstoff mindestens beträgt, ergibt sich nach dem Glühen weitestgehend das vorerwähnte
Gefüge. Der Beziehung zwischen den Gehalten an Phosphor und Silizium einerseits und dem Kohlenstoffgehalt andererseits
kommt aus den folgenden Gründen eine besondere Bedeutung zu.
Ist der Gesamtgehalt an den den Kohlenstoff aus der Ferrit-Phase verdrängenden Elementen Phosphor und Silizium im Ver-
509809/0812
gleich zum Kohlenstoffgehalt zu gering, dann ist die Kohlenstoff
Verdrängung nur schwach und läßt sich das erwähnte Gefüge nur unter Schwierigkeiten erreichen.
Aus Gründen der Desoxydation enthält der Stahl Aluminium; er muß mindestens 0,0196, im Hinblick auf sein Alterungsverhalten
aber mindestens 0,02$ Aluminium enthalten. Andererseits führen aber zu hohe Aluminiumgehalte zu Tonerdeausscheidungen,
die die Oberflächenbeschaffenheit beeinträchtigen. Der Aluminiumgehalt darf daher 0,20$ nicht Übersteigen.
Vorzugsweise beträgt der Aluminiumgehalt höchstens 0,1$, um eine Warmversprödung des Stahls durch Aluminiumnitrid mit
Sicherheit zu vermeiden.
Der Stahl sollte im Hinblick auf seine Kerbschlagzähigkeit höchstens 0,015$ Sauerstoff enthalten. Um jedoch eine gute
Oberflächenbeschaffenheit zu gewährleisten, sollte der Sauerstoffgehalt
höchstens 0,010% betragen.
Zur Verbesserung der Biegeeigenschaften sollte der Stahl höchstens 0,012$ Schwefel enthalten, wenngleich der Höchstgehalt
an Schwefel im Hinblick auf die Preßverformbarkeit höchstens 0,01$ betragen sollte.
Obgleich den Stahl zur Erreichung einer hohen Festigkeit
kein Bor zugesetzt zu werden braucht, unterdrückt das sich an den Korngrenzen des Austenits ausscheidende Bor eine Ferritbildung
und fördert das Entstehen einer hatten Phase nicht nur aus Martensit, sondern auch aus Bainit, Troostit und Sorbit,
bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von nur 0,5 bis 300C
see. Zu diesem Zwecke enthält der Stahl mindestens 0,0005$
Bor. Um die Bildung von Korngrenzen-Ferrit bei einer beson-
509809/0812
ders geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit von höchstens
10 C/sec. an den Korngrenzen des Austenits zu verhindern und gleichzeitig die Festigkeit zu erhöhen, sollte der
Stahl mindestens 0,000896 Bor enthalten«, Übersteigt der Borgehalt dagegen 0,01%, so besteht die G-efahr einer
Wannrißbildung, weswegen der Stahl höchstens 0,006% Bor enthält.
Außer den erwähnten Elementen kann der Stahl als Härter noch Chrom, Nickel und Kupfer einzelneoder nebeneinander
enthalten, die sämtlich die Streckgrenze ohne wesentliche Beeinträchtigung der Duktilität erhöhen, wenn ihr Gehalt
0,03 bis 1,0% beträgt. Vorteilhafterweise enthält der Stahl auch noch zur Verbesserung der Biegeeigenschaften
mindestens 0,01% Zirkonium, Kalzium, Magnesium und Seltene Erdmetalle als SuIfidbildner; höhere Gehalte als 0,1% beeinträchtigen
jedoch die Duktilität.
Dem Verformungsgrad kommt eine wesentliche Bedeutung zu; er muß mindestens 30% betragen, um beim Kurzglühen eine ausreichende
Rekristallisation zu erreichen; er bewirkt gleichzeitig eine feindisperse Verteilung der Karbide, da der Bainit
beim Warmwalzen den Kohlenstoff löst, weswegen der Verformungsgrad beim Kaltwalzen vorzugsweise mindestens 50% beträgt«,
Andererseits ergibt sich bei einem zweimaligen Kaltwalzen und Glühen mit einem Verformungsgrad von mindestens
40% eine ausreichende Ziehbarkeit.
Der Erwärmungsgeschwindigkeit beim Glühen kommt insofern eine
entscheidende Bedeutung zu, als sich das gewünschte komplexe Gefüge nur dann ergibt, wenn die Lösung des Kohlenstoffs im
Austenit gefördert wird, ohne daß sich ein Gefüge ergibt, bei dem sich der Ferrit und der Austenit streifenförmig als dis-
5098Q9/0812
krete Phasen bei hohen Temperaturen auch oberhalb der A1-Temperatur
bilden. Aus diesem Grunde beträgt die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit mindestens 3°C/sec. Andererseits
läßt sich ein für die Ziehbarkeit günstiges RekristallisationsgefUge
nur dann erreichen, wenn die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit 300C/see. nicht übersteigt.
Der Stahl wird nach dem Kaltwalzen kontinuierlich rekristallisierend
geglüht und besitzt eine ausreichende Duktilität, wenn die Glühtemperatur mindestens 65O0C beträgt· Um
jedoch auf Basis eines komplexen Gefüges aus einer weichen
Ferrit-Phase und einer harten Phase aus Troostit usw. eine hohe Festigkeit zu erreichen, sollte die Glühtemperatur
vorzugsweise oberhalb der A--Temperatur liegen· übersteigt
die Glühtemperatur dagegen die A^-Temperatur, dann ergibt
sich ein völlig austenitlsches Gefüge und läßt sich das vorerwähnte,
ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Duktilität gewährleistende komplexe Gefüge nicht einstellen. Um
dieses komplexe Gefüge aus von einer harten, sichtbare feine
Karbide In feindisperser Verteilung enthaltenden Phase umgebenem weichem Ferrit einzustellen, sollte die Glühtemperatur
zwischen der A1-Temperatur und 790°C liegen·
Die Glühzeit beträgt mindestens 1 Minute, um eine ausreichende
Rekristallisation zu erreichen. Andererseits führen zu lange Glühzeiten zu einer Vergröberung des Ferrit- und des Austenltkorns
und beeinträchtigen das Gefüge, weswegen die Glühzeit auf höchstens 15 Minuten begrenzt ist.
Der Stahl braucht beim Glühen nicht ständig auf der maximalen
Glühtemperatur gehalten zu werden; vielmehr kann sich beim Glühen auch ohne weiteres ein Temperaturgradient erge-
509809/0812
243832Θ
ben und kann das Glühen auch stufenweise erfolgen. Liegt die Gliihtemperatur zwischen der A^-Temperatur und 7900C,
dann reicht eine GlUhzeit von 10 Minuten aus, um die Bildung
eines lamellaren Gefüges aus Austenit und Ferrit bei hohen Temperaturen zu vermeiden.
Von besonderer Bedeutung ist die Abkühlungsgeshhwindigkeit,
da das Entstehen der harten Phase eine bestimmte Mindestabkühlungsgeschwindigkeit
erfordert, wenngleich ein zu rasches Abkühlen zu Fehlern in der weichen Ferritphase führen
kann, was sich zwar günstig auf die Festigkeit, Jedoch außerordentlich nachteilig auch die Duktilität auswirkt
Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 5000C überschreitet
daher 30°C/sec. nicht. Um eine möglichst hohe Duktilität und ein fehlerfreies Gefüge zu erreichen, sollte die AbkUhlungsgeschwindigkeit
10°C/sec. nicht übersteigen. Andererseits scheidet sich bei zu geringen Abkühlungsgeschwindigkeiten
der Kohlenstoff während des AbkUhlens weiter aus und bildet sich lamellarer Perlit oder ein ähnliches karbidisches
Gefüge mit dementsprechend geringer Festigkeit. Dies ist der Grund dafür, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit mindestens
0,5°C/sec. beträgt.
Die verhältnismäßig geringe Abkühlungsgeschwindigkeit erklärt sich aus der Stahlanalyse und ist insbesondere durch den Mangangehalt
bedingt. Im Gegensatz dazu stellt sich beim Abkühlen eines Stahls anderer Zusammensetzung nach einem Glühen
zwischen A^ und A, auf die Ms-Temperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
von nur 0,1 bis 0,8 Sekunden ein ferritisch-martensitisches Gefüge ein.
Um das Alterungsverhalten des Stahls in Anbetracht des auch bei den geringen Abkühlungsgeschwindigkeiten noch in Lösung
509 809/081 2
befindlichen Kohlenstoffs und Stickstoffs zu verbessern, sollte der Stahl ausgehärtet, d.h. 2 bis 20 Minuten bei
einer Temperatur von 250 bis 6000C geglüht werden. Dies
kann während des Abkühlens oder im Anschluß daran geschehen. Ein zweimaliges Kaltwalzen und Glühen bzw. Zwischenglühen
empfiehlt sich dann, wenn es auf eine gute Ziehbarkeit ankommt.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert.
In üblicher Weise gefrischter Konverterstähle mit der aus
Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung wurden einerseits zu Blöcken und andererseits zu Stranggußbrammen (Stähle Ap
und Β«) vergossen, und unter den in der Tabelle I aufgeführten
Bedingungen warmgewalzt, kaltgewalzt, geglüht und überaltert, um Bleche mit^elner Dicke von 1,0 mm herzustellen.
Sämtliche Bleche wurden mit einer Querschnittsabnahme von Λ% nachgewalzt. Außer den Versuchsbedingungen gibt die
Tabelle I auch die mechanischen Eigenschaften der unter die Erfindung fallenden Stähle A1 bis A= und der außerhalb der
Erfindung liegenden Stähle B1 bis B,- wieder. Beim Glühen betrug
die Erwärmungsgeschwindigkeit 5,8°C/sec, die Glühzeit 2 Minuten, die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Glühen
4,2°C/sec. und die Haltezeit beim Überaltern 10 Minuten. Die Stähle A1 bis A= und Br wurden kontinuierlich, die Stähle
B1 bis B^ haubengeglüht.
Die Kerbschlagzähigkeit wurde in der Weise ermittelt, daß Jeweils eine Blechscheibe mit einem Durchmesser von 80 bis
160 mm zu einem Näpfchen tiefgezogen und dieses Näpfchen in
509809/0812
einem Wasser und Eis enthaltenden Behälter abgekühlt wurde. Danach wurde in das Näpfchen ein konischer Stempel eingesetzt
und ein 20 kg schweres Stahlgewicht aus einer Höhe von 3 m auf den Stempel fallengelassen, um festzustellen,
ob Versprödungs- bzw. Längsrisse auftreten. Bei diesem Versuch ergibt eine größere Querschnittsabnahme beim Erstverformen
ehne Versprödungsrisse eine bessere Schlagfestigkeit beim Zweitverformen. Dabei verringert sich die Zweitverformbarkeit
mit zunehmender Festigkeit. Bei einem üblichen unberuhigt vergossenen Stahl beträgt die Einschnürungsgrenze etwa
3,0 bis 3,2.
Die Daten der Stähle A^ bis A- in Tabelle I zeigen, daß sich
mit dem erfindungsgemäßen Verfahren eine Streckgrenze von etwa 7,5 cb bei ausgezeichneter Zweitverformbarkeit und Ziehbarkeit
erreichen läßt.
Wird der Stahl bei 7000C haubengeglüht, dann ergibt sich keine
hohe Streckgrenze, obgleich die Ziehbarkeit ausreichend ist, so daß ein solchermaßen behandeltes Blech nur begrenzt
verwendet werden kann. Beim Haubenglühen wird ein Kornwachstum unterdrückt, wenn die Glühtemperatur etwa 6000C beträgt,
und läßt sich eine etwas erhöhte Streckgrenze erreichen, ohne daß die beim Schnell erwärmen und Kurzglühen möglichen Werte
erreichbar wären.
In üblicher Weise gefrischte Konverterstähle der aus Tabelle
II ersichtlichen Zusammensetzung wurden zu Brammen vergossen.
Die Brammen wurden unter den Bedingungen der Tabelle II warmgewalzt, zweistufig bis auf eine Enddicke von 0,8 mm kaltge-
509809/0812
walzt und überaltert sowie abschließend mit einer Querschnittsabnahme
von 1,096 nachgewalzt. Die mechanischen Eigenschaften der einzelnen Versuchsstähle ergeben sich
aus Tabelle II; dabei zeigt sich, daß ein zweistufiges Kaltwalzen von Vorteil ist, wenn es mehr auf die Ziehbarkeit
als auf die Streckgrenze ankommt. Die Stähle wurden mit einer Geschwindigkeit von 5,8°C/sec. erwärmt, 2
Minuten auf der angegebenen Glühtemperatur gehalten, mit einer Geschwindigkeit von 4,20C/'see. abgekühlt und 10 Minuten
überaltert.
Mehrere unter die Erfindung fallende Stähle S^ bis S«
und Vergleichsstähle T1, T2 mit aus Tabelle III ersichtlicher
Zusammensetzung wurden bei einer Endtemperatur von 870°C ± 200C warmgewalzt, bei 625°C ± 3O0C gehaspelt, mit
einer Querschnittsabnahme von 60# kaltgewalzt, bei 8400C
mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von 5°C/sec. im Durchlaufofen 2,5 Minuten geglüht, mit einer mittleren
Abkühlungsgeschwindigkeit von 3°C/sec. auf 500°C abgekühlt, 12 Minuten bei 45O0C gehalten und schließlich rasch auf
Raumtemperatur abgekühlt. Nach dem Aushärten bei 45O0C wurden
die Bleche mit einer Querschnittsabnahme von 1,5# bis auf eine Enddicke von 1,0 mm nachgewalzt.
Die mechanischen Eigenschaften einschließlich des Ei-Werts als Kennzeichen für die Streckbarkeit sind in Tabelle III zusammengestellt.
Die mechanischen Eigenschaften wurden an der Norm JIS 5 entsprechenden Proben bestimmt. Die Tabelle III
enthält auch den geschätzten Anteil der harten Phase des Gefüges.
509809/0812
Das Diagramm der Fig. 3 gibt den Zusammenhang zwischen
dem Ei-Wert und der Zugfestigkeit sowie der Bruchdehnung
wieder. Dabei zeigt sich, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle S1, S2, S^, Sg und S7 den Vergleichsstählen
T1, Tp weit überlegen sind.und insbesondere eine hervorragende
Streckverformbarkeit besitzen.
Weitere Stähle mit der aus Tabelle IV ersichtlichen Zusammensetzung,
darunter die unter die Erfindung fallenden Stähle Y1, Yλ und Y5, wurden mit einer Endtemperatur von
870 ί 200C warmgewalzt, bei 620 ± 200C gehaspelt, kaltgewalzt
und unter den Bedingungen der Tabelle V geglüht, die auch die mechanischen Eigenschaften und den geschätzten Anteil
der harten Phase im Gefüge wiedergibt. Sämtliche Proben wurden beim Abkühlen nach dem Glühen bei 4500C ausgehärtet
und abschließend mit einer Querschnittsabnahme von 1,5% nachgewalzt. Die Daten der Tabelle V und das Diagramm
der Fig. 4 lassen deutlich erkennen, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle Y1, Y^ und Y5 den Vergleichsstählen
Y^, Yg und Yy weit überlegen sind, insbesondere eine in dem
EI-Wert zum Ausdruck kommende ausgezeichnete Streckbarkeit
besitzen. Das Gefüge des Stahls Y^ ist in Fig. 2 wiedergegeben.
Mehrere Versuchsstähle mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle VI wurden mit einer Endtemperatur von 870 £ 20°C warmge-
509809/0812
walzt, bei 610 - 20°C gehaspelt, kaltgewalzt und unter den sich aus Tabelle VII ergebenden Bedingungen geglüht.
Die mechanischen Eigenschaften und der geschätzte Anteil der harten Phase im Gefüge ergeben sich ebenfalls aus Tabelle
VII, deren Stähle W2, W^ und Wg erfindungsgemäß behandelt
wurden. Sämtliche Versuchsstähle wurden während
des Abkühlens nach dem Glühen bei 4000C ausgehärtet und
anschließend mit einer Querschnittsabnahme von 1,596 nachgewalzt·
Weitere Versuchsstähle mit aus Tabelle VIII ersichtlicher Zusammensetzung wurden warmgewalzt und unter den Bedingungen
der Tabelle IX kaltgewalzt sowie während des Abkühlens nach dem Glühen bei 400°C überaltert und abschließend mit
einer Querschnittsabnahme von 1,596 nachgewalzt. Die mechanischen
Eigenschaften der Versuchsstähle, von denen die+ Stähle W2, W10 und W^1 unter die Erfindung fallen, ergeben
sich aus Tabelle IX. Während die Aufnahme der Fig. 2 das Gefüge des unter die Erfindung fallenden Stahls W2 erkennen
läßt.
5 O 9 8 ü 9 /' O ö 1 ?
End- Haspsl- schnitt-
Stahl C Si Mn P S Al O temp, tempjfl abnähme
QO
(%)
00 00 00 00 00 00 00 (0C) (0C) QO
A1 0.08 0,46 1,24 0,016 0,012 0,034 0,008 890 550 70
A0 0,11 0,26 0,92 0,010 0,010 0,026 0,006 910 710 65
2 Ni 0,18
cn A3 0,04 0,41 1,74 0,012 0,008 0,043 0,006 Cu OjO6 920 710 70
<° A4 0,09 0,59 1,46 0,010 0,007 0,028 0,005 Ca 0,02 890 650 70
° Ap 0,07 0,64 1,63 0,016 0,010 0,088 0,008 910 710 70
E1 0,10 0,53 1,62 0,014 0,010 0,028 0,006 890 600 70
B2 0,13 0,18 1,42 0,011 0,008 0,034 0,007 Cr 0,21 Zr 0,02 910 710 70
3~ 0,14 0,32 1,04 0,016 0,014 0,029 0,008 Cu 0,04 910 550 70
E4 0,20 ,0,68 1,28 0,014 0,013 0,036 0,009 890 580 80
Bt, 0,02 0,84 1,10 0,011 0,009 0,028 0,009 Cu 0,05 910 580 70
CO 00 CO
Glühtem- Aushärte- Streckgren- Zugf. Streckgren- Dehnung r-Wert Tlefziehperatur
temperatur ze zendehnung grenze
(0C) (0C) (ob) (cb) (*) (*)
700 | 350 | 40.4 | 53.8 | 0.76 | 31.3 | 1.28 | 2.9 |
7C0 | 350 | 36.8 | 49.1 | 0.75 | 35.4 | 1.24 | 3.0 |
300 | 4S.8 | 62.3 | 0.78 | 25.9 | 1.25 | 2.8 | |
/00 | 350 | 45.2 | 59.1 | 0.76 | 28.4 | 1.24 | 2.9 |
700 | 350 | 47.6 | 61.2 | 0.78 | 26.9 | 1.22 | 2.8 |
70ö | _ | 35.2 | 57.2 | 0.62 | 28.4 | 1.29 | 2.9 |
700 | — | 33.8 | 53.9 | 0.63 | 31.6 | 1.28 | 2.9 |
700 | - | 30.7 | 49.1 | 0.63 | 35.2 | 1.26 | 2.9 |
"7OO | - | 36.8 | 63.4 | 0.58 | 23.3 | 1.23 | 2.6 |
70C | 400 | 30.8 | 47.8 | 0.64 | 36.8 | 1.03 | 2.7 |
OO CO N) OO
End- Haspel- Verfor-
C si Kn P S Al 0 temP· temP* mungsgrad 1
S+.ahl
(%) W (X) (%l (%) {%)
QQ
(%)
QQ (QC) (0C) QQ
A6 o.ct ο,;ε 1,06 o,oi2 0,009 0,036 0,009 ca 0,02
A7 0,14 0,34 1,21 0,016 0,009 0,028 0,009
A8 0,09 0,28 1,37 0,010 0,010 0,040 0,006 Ni 0,05
890 | 650 | 60 |
890 | 550 | 60 |
920 ■ | 650 ■ | 60 |
«'Zwischen- Verfor- Glühtemp. Aushärtetemp. Streck- Zug- -Streckgr./ Bruch- · r-Wert Zieh-
° glüh*· mungsgrad2 . grenze festigk. Zugfestig- dehnung grenze
+emp. keit
- (0C) ft) (0C) (0C) (cb) (ob) (90
*° 600 70 700 350
700 60 700 350
850 70 700 300
38, | 9 | 51 | ,6 | o, | 75 | 34, | 9 | 1 | ,64 | 3, | 0 |
39, | 8 | 52 | ,9 | o, | 75 | 33, | 3 | 1 | ,64 | 2, | 9 |
40, | 8 | 53 | ,2 | o, | 77 | 32, | 6 | 1 | ,59 | 3, | 0 |
co
OO O CD
1—.
O CO
RO
(*) OO (*) (*) 00 00 QQ (%)
51 0.18 0.420 1.45 0.012 0.009 0.007 0.024 Cr 0.24
52 0.16 0.322 1.63 0.012 0.010 0.009 0.026 S4 0.17 0.185 1.24 0.018 0.010 0.008 0.018
S6 0.22 0.425 1.05 0.012 0.005 0.007 0.058
S7 0.09 0.584 1.94 0.011 0.010 0.006 0.033 Seltene Erdme-
talle 0.04
T1 0.02 | 0.044 | 1.40 | 0.012 0.010 0.007 | 00 | 0.033 | Cr Zr |
0. 0. |
30 03 |
T2 0.17 | 0.427 | 0.48 | 0.013 0.009 0.009 | 0.041 | Zr | 0. | 04 | |
Streckgrenze | Zug*. | Dehnung Bruchdehnung | Harte | Phase | r-Wert Ei-Wert |
|||
(cb) | (cb) | 00 | W | (mm) | ||||
43.6 | 59.8 | 22.8 | 34.0 | 19 | 10.7 |
44.2 | 60.4 | 22.0 | 34.2 | 18 | 10.6 |
39.8 | 54.8 | 24.8 | 37.5 | 16 | 11.1 |
37.1 | 52.6 | 25.6 | 38.8 | 18 | 11.2 |
48.1 | 65.8 | 20.8 | 30.9 | 17 | 10.5 |
26.5 | 41.2 | 22.9 | 40.7 | - | 10.5 |
26.4 | 40.3 | 23.7 | 40.7 | — | 10.6 |
ro
ο
ro
CO OO CO K)
GO
- 21 Tabelle IV
C OO |
Si (Ji) |
Mn (Ji) |
( | P Ji) |
S | Al 00 |
0 (Ji) |
0,18 | 0,426 | 1,58 | ο, | 012 | 0,010 | 0,032 | 0,008 |
Tabelle | V | ||||||
Stahl | Ver | Blech | Erwär- | glüh- | Halte | Abküh- |
for | dicke | mungs- | temp. | zeit | lungsge- | |
mung s- | geschw. | schwindigk | ||||
# | grad | |||||
00 | (mm) | (°C/sec) | (0C) | (min.) | (°C/sec) | |
Y1 | 65 | 1,0 | 4,3 | 800 | 2,9 | 3,0 |
Y3 | 65 | 1,0 | 7,0 | 950 | 1,8 | 3,8. |
Y4 | 65 | 1,0 | 6,3 | 840 | 2,0 | 3,5 |
Y5 | 65 | 1,0 | 24,1 | 840 | 1,0 | 13,4 |
Y6 | 65 | 1,0 | 0,5 | 800 | 21,0 | 0,2 |
Y7 | 65 | 1,0 | 49,2 | 840 | 0,7 | 42,6 |
Streck | Zug | Deh | Bruch | Harte | EJ-Wert |
grenze | festig | nung | deh | Phase | |
keit | nung | ||||
(cb) | (cb) | (96) | 00 | (90 | (mm) |
43,1 | 59,2 | 22,6 | 33,8 | 17 | 10,7 |
73,6 | 82,4 | 5,2 | 8,1 | - | 7,2 |
44,9 | 61,9 | 21,2 | 33,4 | 19 | 10,5 |
54,8 | 70,4 | 18,5 | 38,2 | 22 | 10,1 |
32,4 | 51,6 | 19,3 | 32,0 | - | 10,2 |
62,5 | 76,4 | 10,8 | 17,4 | - | 8,3 |
509809/0012
i«
CU ^
0.028
τ-Ο
74
CM τ-
Φ
H
IO
•Ρ-P
ι of
d.
ITV | ω | CM | ω | VO |
» | • | |||
to | to | O | CM | CM |
O
CM
τ-CM
VO
O ITv C^ O
ΙΓ\ | VO | VO | VO | ΙΓλ | |
VO | VO | VO | |||
509803/0812
Streckgrenze | Zugfestigkeit Dehnung | (96) | Bruchdehnung | Harte Phase | Tabelle VIII | )+(96Si) (* | r-Wert | Ois±)/(tfc) | |
(cb) | (cb) | 18.3 | (96) | (mm) | |||||
52.8 | 69.2 | 15.9 | 28.1 | 16 | 0 (96p | .528 | 10.2 | 4.10 | |
59.6 | 75.2 | 3.6 | 26.3 | 20 | (96) | 9o8. | |||
84.6 | 93.2 | 18.1 | 5.8 | - | 0.007 0 | 6.3 | |||
37.8 | 54.6 | 14.2 | 30.2 | - | 10.1 | ||||
68.4 | 82.6 | 8.6 | 22.1 | 15 | 9.7 | ||||
71.6 | 85.8 | 13.9 | - | 8.2 | |||||
cn | |||||||||
ο | |||||||||
co | |||||||||
00 | |||||||||
ο | |||||||||
co | |||||||||
S Al | |||||||||
OO | C Si | Mn P | (96) (96) | ||||||
rv> | (96) (96) ( | 96) (96) | 0.009 0.026 | ||||||
0.12 0.492 1 | .52 0.036 | 0.30 | |||||||
Stahl Verformungs- Blechdicke Erwärmungs- Glühtempera- Haltezeit Abkühlungsgrad geschwin- tür geschwindigkeit
digkeit auf
5OCTC
(°C/sec.) (0C) (min.) (°C/sec.)
(mm)
W2 | 70 | 1.2 | 4.2 | 750 | 3.0 | 2.4 | |
W5 | 70 | 1.2 | 0.5 | 750 | 8.9 | 0.7 | |
W6 | 70 | 1.2 | 21.5 | 750 | 0.5 | 12.6 | |
50980 | W7 ¥1O |
70 60 |
1.2 1.2 |
0.2 6.3 |
750 780 |
15.5 2.0 |
0.3 3.5 |
9/06 | W11 | 70 | 1.2 | 3.6 | 750 | 8.0 | 0.8 |
Streckgrenze Zugfestigkeit Bruchdehnung r-Wert
(cb) (cb) (%) (mn)
52.4 | 64.6 | 34.7 | - | 10.5 |
43.6 | 57.2 | 28.6 | 9.7 | |
54.9 | 63.8 | 26.4 | 9.3 | |
38.6 | 52.4 | 32.6 | 10.2 | |
53.6 | 66.4 | 33.8 | 10.4 | |
51.6 | 62.5 | 35.2 | 10.6 | |
CO OD OO fsj
OO
Claims (7)
- Patentansprüche:1«, Verfahren zur Wärmebehandlung und Verbesserung der Festigkeit und Streokbarkeit von Kaltblech aus einem Stahl mit 0,03 Ms 0,30% Kohlenstoff, bis 0,7% Silizium, 0,6 bis 2,5% Mangan, 0,01 bis 0,20% Aluminium, höchstens 0,015% Sauerstoff und wahlweise mindestens einem der Metalle Chrom, Nickel und Kupfer in einer Gesamtmenge von 0,03 bis 1,0% und mindestens einem der Metalle Zirkonium, Seltene Erdmetalle, Kalzium und Magnesium in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 0,1% sowie gegebenenfalls 0,0005 bis 0,01% Bor und/oder 0,012% Schwefel, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, daß ein mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 30% kaltgewalztes Blech mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 3°C/sec. 1 bis 15 Minuten bei 650 bis zur A,-Temperatur geglüht und mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,5 bis 30°C/sec. auf 5000C abgekühlt wird.
- 2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Glühen zwischen der A^- und der A^-Temperatur erfolgt.
- 3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn-§09809/03122A38328zeichnet, daß das Glühen zwischen der A^-Temperatur und 79O0C erfolgt«,
- 4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl mit 0,06 bis 0,25% Kohlenstoff, mindestens 1,096 Mangan und einem Gesamtgehalt an Phosphor und Silizium von 0,05 bis Ο,79ό bei einem Verhältnis der Gehalte an Phosphor und Kohlenstoff über 0,5% und/oder einem Verhältnis der Gehalte an Silizium und Kohlenstoff über 196 mit einer Querschnittsabnahme von 5096 kaltgewalzt und 1 bis 10 Minuten bei einer Temperatur bis 7900C geglüht wird.
- Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 10°C/sec. beträgt.
- 6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach einem Kaltwalzen mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 40% rekristallisierend geglüht und erneut mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 40% kaltgewalzt wird.
- 7. Verfahren nach Anspruch 1 und 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl mit höchstens 1,6% Mangan verwendet wird«§09809/0812
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9034273A JPS5619380B2 (de) | 1973-08-11 | 1973-08-11 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2438328A1 true DE2438328A1 (de) | 1975-02-27 |
DE2438328B2 DE2438328B2 (de) | 1976-11-11 |
Family
ID=13995837
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19742438328 Ceased DE2438328B2 (de) | 1973-08-11 | 1974-08-09 | Verfahren zur waermebehandlung und verbesserung der streckbarkeit von kaltblech |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US3951696A (de) |
JP (1) | JPS5619380B2 (de) |
DE (1) | DE2438328B2 (de) |
FR (1) | FR2240294B1 (de) |
IT (1) | IT1019805B (de) |
Families Citing this family (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5627583B2 (de) * | 1973-12-10 | 1981-06-25 | ||
JPS53137020A (en) * | 1977-05-02 | 1978-11-30 | Centre Rech Metallurgique | Continuous heat treatment method of rolled steel sheet |
JPS54132421A (en) * | 1978-04-05 | 1979-10-15 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high toughness bainite high tensile steel plate with superior weldability |
JPS5836650B2 (ja) * | 1978-06-16 | 1983-08-10 | 新日本製鐵株式会社 | 引張強さ35〜50Kg/mm↑2、降伏比60%未満で、高伸びを有する複合組織冷延鋼板の製造方法 |
JPS54163719A (en) * | 1978-06-16 | 1979-12-26 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability |
US4159218A (en) * | 1978-08-07 | 1979-06-26 | National Steel Corporation | Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip |
JPS5832218B2 (ja) * | 1978-08-22 | 1983-07-12 | 川崎製鉄株式会社 | プレス性とくに形状凍結性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
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 |
JPS5677329A (en) * | 1979-11-27 | 1981-06-25 | Nippon Steel Corp | Production of composite structure high tensile cold-rolled steel plate of superior workability |
JPS5850300B2 (ja) * | 1979-12-15 | 1983-11-09 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高い高強度低降伏比高延性複合組織鋼板の製造方法 |
EP0033600A3 (de) * | 1980-01-18 | 1981-11-25 | British Steel Corporation | Verfahren zur Herstellung von Stahl mit einer zweiphasigen Struktur |
JPS579831A (en) * | 1980-05-21 | 1982-01-19 | British Steel Corp | Steel production |
JPS5927370B2 (ja) | 1980-07-05 | 1984-07-05 | 新日本製鐵株式会社 | プレス加工用高強度冷延鋼板 |
JPS595654B2 (ja) * | 1980-09-01 | 1984-02-06 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り性と耐加工脆化性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
US4426235A (en) | 1981-01-26 | 1984-01-17 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Cold-rolled high strength steel plate with composite steel structure of high r-value and method for producing same |
JPS57137452A (en) * | 1981-02-20 | 1982-08-25 | Kawasaki Steel Corp | Hot rolled high tensile steel plate having composite structure and its manufacture |
MX165036B (es) * | 1987-04-10 | 1992-10-16 | Signode Corp | Tratamiento continuo de acero de manganeso de carbono laminado en frio |
US4793870A (en) * | 1987-04-10 | 1988-12-27 | Signode Corporation | Continuous treatment of cold-rolled carbon high manganese steel |
US4793869A (en) * | 1987-04-10 | 1988-12-27 | Signode Corporation | Continuous treatment of cold-rolled carbon manganese steel |
FR2645562B1 (fr) * | 1989-04-10 | 1992-11-27 | Lorraine Laminage | Procede de fabrication d'une armature pour le renforcement des structures en beton et armature obtenue selon ce procede |
US20050247382A1 (en) * | 2004-05-06 | 2005-11-10 | Sippola Pertti J | Process for producing a new high-strength dual-phase steel product from lightly alloyed steel |
JP4998757B2 (ja) * | 2010-03-26 | 2012-08-15 | Jfeスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
US20130153090A1 (en) * | 2010-08-10 | 2013-06-20 | Obschestvo S Ogranichennoi Otvetstvennostyu "Issle dovatelsko-Tekhnologichesky Tsentr "AUSFERR" | Method for thermal treatment of articles from iron-based alloys (variants) |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3178318A (en) * | 1962-10-22 | 1965-04-13 | Yawata Iron & Steel Co | Process for producing nonageing super deep-drawing steel sheets |
US3357822A (en) * | 1964-06-26 | 1967-12-12 | Sumitomo Metal Ind | Low-carbon aluminum killed steel for high temperature applications |
JPS5124972B2 (de) * | 1972-01-31 | 1976-07-28 | ||
US3830669A (en) * | 1972-06-13 | 1974-08-20 | Sumitomo Metal Ind | Process for manufacturing a cold-rolled high strength steel sheet |
US3857740A (en) * | 1972-07-11 | 1974-12-31 | Nippon Steel Corp | Precipitation hardening high strength cold rolled steel sheet and method for producing same |
JPS5028421A (de) * | 1973-07-18 | 1975-03-24 |
-
1973
- 1973-08-11 JP JP9034273A patent/JPS5619380B2/ja not_active Expired
-
1974
- 1974-08-08 US US05/495,894 patent/US3951696A/en not_active Expired - Lifetime
- 1974-08-08 IT IT26138/74A patent/IT1019805B/it active
- 1974-08-09 DE DE19742438328 patent/DE2438328B2/de not_active Ceased
- 1974-08-09 FR FR7427784A patent/FR2240294B1/fr not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US3951696A (en) | 1976-04-20 |
FR2240294B1 (de) | 1977-07-08 |
FR2240294A1 (de) | 1975-03-07 |
JPS5039211A (de) | 1975-04-11 |
JPS5619380B2 (de) | 1981-05-07 |
IT1019805B (it) | 1977-11-30 |
DE2438328B2 (de) | 1976-11-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE2438328A1 (de) | Verfahren zur waermebehandlung und streckbarkeit von kaltblech | |
EP2855717B1 (de) | Stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts | |
DE69516336T2 (de) | Verfahren zur herstellung eines stahlbleches mit hoher korrosionsbeständigkeit | |
DE60214086T2 (de) | Hochduktiles Stahlblech mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung sowie Verfahren zu dessen Herstellung | |
EP3504349B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband | |
EP3974554A1 (de) | Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung | |
DE102008035714A1 (de) | Stahlblech zum Warmpreßformen, das Niedrigtemperatur-Vergütungseigenschaft hat, Verfahren zum Herstellen desselben, Verfahren zum Herstellen von Teilen unter Verwendung desselben, und damit hergestellte Teile | |
EP2905348B1 (de) | Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts | |
DE102010034161A1 (de) | Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus Leichtbaustahl mit über die Wanddicke einstellbaren Werkstoffeigenschaften | |
EP2840159B1 (de) | Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils | |
EP2690184B1 (de) | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung | |
EP2163659A1 (de) | Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl | |
DE3142403C2 (de) | ||
EP0352597A1 (de) | Verfahren zur Erzeugung von Warmband oder Grobblechen | |
DE102014017275A1 (de) | Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl | |
DE3138302C2 (de) | ||
DE102017123236A1 (de) | Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl | |
DE102017130237A1 (de) | Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts | |
DE3024303C2 (de) | ||
DE3881002T2 (de) | Durch wärmrbehandlung härtbares warmgewalztes stahlfeinblech mit ausgezeichneter kaltverformbarkeit und verfahren zu seiner herstellung. | |
DE2433665B2 (de) | Verfahren zum Herstellen von hochfesten Blechen | |
DE112020006043T5 (de) | Kaltgewalztes stahlblech mit ultrahoher festigkeit und verfahren zu dessen herstellung | |
DE102016115618A1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband | |
DE102018132901A1 (de) | Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen | |
EP1453984A1 (de) | Verfahren zum herstellen von warmband oder -blech aus einem mikrolegierten stahl |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8235 | Patent refused |