DE2607646A1 - Kaltverformtes und gegluehtes, niedriglegiertes stahlband- und -blechmaterial und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents
Kaltverformtes und gegluehtes, niedriglegiertes stahlband- und -blechmaterial und verfahren zu seiner herstellungInfo
- Publication number
- DE2607646A1 DE2607646A1 DE19762607646 DE2607646A DE2607646A1 DE 2607646 A1 DE2607646 A1 DE 2607646A1 DE 19762607646 DE19762607646 DE 19762607646 DE 2607646 A DE2607646 A DE 2607646A DE 2607646 A1 DE2607646 A1 DE 2607646A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- weight
- annealing
- ksi
- temperature
- elongation
- 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.)
- Granted
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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—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
- C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/1266—O, S, or organic compound in metal component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
- Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12757—Fe
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
AILMGO STEEL CORPORATION
703 Curtis Street
Middletown, Ohio / V.St.A,
Middletown, Ohio / V.St.A,
Unser Zeichen: A 1759
Kaltverformtes und geglühtes, niedriglegiertes Stahlband-
und -blechmaterial und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung "betrifft ein kaltverformtes (kaltgewalztes),
niedriglegiertes Stahlband- und -blechmaterial mit einem niedrigen
Kohlenstoffgehalt und einer hohen Streckfestigkeit in Verbindung
mit einer Duktilität, die höher ist als sie bisher erzielbar war, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung; sie
"betrifft insbesondere ein kaltverformtes bzw. kaltgewalztes Stahlband- und -blechmaterial mit einer 0,2 %-Streckfestigkeit
von mindestens 6,33 2: IQ-5 kg/cm (90 ksi) mit einer Dehnung
innerhalb einer Meßstrecke von 5 cm (nachfolgend als 5 cm-Dehnung
bezeichnet) von mindestens 10 % oder ein kaltverformtes bzw. kaltgewalztes Band- und Blechmaterial mit einer 0,2 %-Streckfestigkeit
von 3,16 χ 105 bis 4,57 x 105 kg/cm2 (4-5 bis 65 ksi)
mit einer 5 cm-Dehnung von mindestens 25 %, wobei bei beiden
Ausführungsformen die Zusammensetzung praktisch die gleiche ist. Die Erfindung betrifft ferner ein me^allbeschichtetes Produkt
mit einem Stahlsubstrat, welches die oben angegebenen Eigenschaften aufweist.
609836/0725
Dr.Hn/ju
26Q764S
Hochfester kaltgewalzter (kaltverformter) Stahl wurde bisher
im allgemeinen auf zwei verschiedene Arten hergestellt. Eine Art besteht darin, in verhältnismäßig großen Mengen verstärkende
(verfestigende) Elemente, wie z.B. Mangan (mehr als 1 %) und Silicium (mehr als 0,3 %)^ einem Stahl zuzusetzen, der mehr als
0,1 % Kohlenstoff enthält, zusammen mit geringeren Zusätzen von anderen verstärkenden (verfestigenden) Legierungselementen, wie
Titan, Niob, Zirkonium und Vanadin. Beim Glühen dieses Stahls erhält man durch Ausscheidungshärtung hohe Streckfestigkeiten.
Eine andere Art besteht darin, einen hochfesten Stahl herzustellen,
der Kohlenstoff und Stickstoff (zusammen mit geringen Mengen von verstärkenden bzw. verfestigenden Legierungs element en) enthält,
und den Stahl speziellen Glühbehandlungen zu unterwerfen, die zu einer nur partiell rekristallisierten Mikrostruktur
führen.
Bei beiden Methoden wird eine hohe Festigkeit nur auf Kosten der Duktilität und Verformbarkeit erzielt.
In der US-Patentschrift 3 761 324 ist ein warmgewalztes und
kaltgewalztes Band- und Blechmaterial mit einem breiten Bereich von mechanischen Eigenschaften beschrieben. Diesem Stahl mit
niedrigem Kohlenstoffgehalt (mit einem maximalen Kohlenstoffgehalt von 0,015%) wird Niob im Überschuß zu der Menge zugesetzt,
die erforderlich ist, um den gesamten Kohlenstoff und den gesamten freien Stickstoff zu binden, so daß 'nicht-gebundenes Niob
darin enthalten ist. In dieser Patentschrift ist angegeben, daß Niob die Eekristallxsationsrate (-geschwindigkeit) verzögert,
wodurch es möglich ist, hochfeste Produkte herzustellen, die durch Tauchbeschichtung mit einem Metallüberzug versehen worden
sind. Bei der maximalen Streckfestigkeit von 6,33 x 10^ kg/cm
(90 ksi) des darin beschriebenen Stahls beträgt die Dehnung
Jedoch weniger als 10 %.
609836/0725
*- 3 —
In der US-Patentschrift 3 671 334- sind ein renitrifizierter,
Niob enthaltender Stahl und daraus hergestellte kaltgewalzte,
durch Becken gealterte Formkörper mit einer Streckfestigkeit von 4,92 χ 1O^ bis 6,33 χ 10^ kg/cm2 (70 "bis 90 ksi) "beschrieben.
Das in dieser Patentschrift beschriebene Verfahren umfaßt eine Kaltverformung bzw. Kaltwalzung von mindestens 50 %, eine Glühung
zur Rückgewinnung der Duktilität mit einer daraus resultierenden Verminderung der Streckfestigkeit bis auf etwa 3,52 x 1Cr bis
3,87 x 10^ kg/cm (50 bis 55 ksi), eine Vorreckung und eine
Wärmebehandlung zur Erzielung einer Streckfestigkeit von 4-,92 χ
10^ bis 6,33 χ 1O^ kg/cm (70 bis 90 ksi) durch Ausscheidungshärtung.
Die Verarbeitung zu Formkörpern erfolgt nach dem Glühen zur Rückgewinnung der Duktilität und vor der Ausscheidungshartungs-Wärmebehandlung.
Bei einer Streckfestigkeit von etwa 4,92 χ
ΛΟτ kg/cm (70 ksi) wurden Dehnungswerte von höchstens etwa 20 %
erhalten.
Aus den vorstehenden Angaben geht hervor, daß derzeit kein niedriglegierter Stahl (mit einem geringen Kohlenstoffgehalt)
verfügbar ist, der kaltverformt bzw. kaltgewalzt werden kann zur Erzielung einer hohen Streckfestigkeit bei gleichzeitiger Aufrecht
erhaltung einer* ausreichenden Duktilität, der zu Formkörpern
für den Endverbraucher verarbeitet werden kann ohne nachfolgende Reckalterung und Ausscheidungshärtung.
Hauptziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, einen niedriglegierten Stahl mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt
anzugeben., der im kaltverformten bzw. kaltgewalzten und geglühten
Zustand eine Streckfestigkeit innerhalb des Bereiches von 3,16 χ 105 bis 4,57 χ 10^ kg/cm2 (4-5 bis 65 ksi) oder von
mindestens 6,33 x 10^ kg/cm (90 ksi) sowie eine für die Durchführung
von Biege- und Verarbeitungs-bzw. Verformungsvorgängen ausreichende Duktilität aufweist. Ziel der Erfindung ist es
ferner, ein kaltverformt es bzw. kaltgewalztes Stahlband- und -blechmaterial mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt anzu-
609836/0725
geben, das unter Aufrechterhaltung einer hohen Streckfestigkeit mit Aluminium, Zink oder Legierungen davon beschichtet werden
kann.
Gegenstand der Erfindung ist ein kai tver formt es bzw. kaltgewalztes
Stahlband- und -blechmaterial mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt,
das eine 0,2 %-Dehngrenze von 3,16 χ 105 bis 4-,57 χ 105
kg/cm (4-5 bis 65 ksi) oder von mindestens 6,33 x 10 kg/cm
(90 ksi) aufweist bei einer 5cm~Dehnung von mehr als 25 % für
eine Streckfestigkeit von 3,16 χ 105 bis 4,57 χ 105 kg/cm2
(45 bis 65 ksi) und von mehr als 10 % für eine Streckfestigkeit
■χ ρ
von mindestens 6,33 x 10^ kg/cm (90 ksi), das im wesentlichen
besteht aus 0,02 bis 0,10 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 bis 0,9 Gew.-%
Mangan, 0,002 bis 0,18 Gew.-% Niob, Spurenmengen Phosphor, Schwefel, Silicium, Sauerstoff und Stickstoff, 0,01 bis 0,08
Gew.-5& Aluminium und zum Rest aus Eisen mit Ausnahme von zufälligen
"Verunreinigungen, wobei das Niob in praktisch vollständig gebundener Form vorliegt.
Das erfindungsgemäße Verfahren umfaßt die folgenden Stufen: Herstellung eines vakuumentgasten, vollständig beruhigten Stahlgießlings
(Stahlgußstranges) mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt der oben angegebenen Zusammensetzung, warmes Auswalzen
bis auf eine mittlere Stärke, Aufhaspeln (Aufwickeln) bei einer Temperatur von nicht mehr als 7O5°C, Entfernen des Warmwalzzunders,
kaltes Auswalzen bis auf die Endstärke mit einer Dickenverminderung von 40 bis 70 % und Glühen bei einer Temperatur
und für einen Zeitraum, die ausreichen, um eine solche Duktilität wieder herzustellen, die das Biegen und Verformen
(Verarbeiten) ohne wesentliche Abnahme der Streckfestigkeit erlaubt.
Der nach einer Ausführungsform der Erfindung bearbeitete Stahl wird vorzugsweise nach dem v/armen Ausv/alzen bei 538 bis 7050C
aufgehaspelt (aufgewickelt) und nach dem kalten Auswalzen unter solchen Bedingungen geglüht-, die zu einem im wesentlichen zurück-
609836/0725
gewonnenen, jedoch nicht-rekristallisierten Band- "und Blechmaterial
mit einer Streckfestigkeit von mindestens 6,33 x 10
kg/cm (90 ksi) und einer Dehnung von mindestens 10 % führen.
Gemäß einer anderen Ausführungsform wird der erfindungsgemäße
Stahl vorzugsweise bei 538 "bis 7O5°C aufgehaspelt (aufgewickelt)
und nach dem kalten Auswalzen unter solchen Bedingungen geglüht, die zu einem vollständig rekristallisierten Band- und Blechmaterial
mit einer Streckfestigkeit von 3,16 χ ΛO^ bis 4,57 x
10* kg/cm (45 bis 65 ksi) und einer Dehnung von mindestens
2? % führen.
Die Erfindung wird nachfolgend unter Bezugnahme auf die beiliegenden
Zeichnungen näher erläutert. Dabei zeigen:
Fig. 1 bis 3 graphische Darstellungen, in denen die Streckfestigkeiten
gegen die Glühtemperaturen von erfindungsgemäß bearbeiteten Stählen aufgetragen sind; und
Fig. 4- eine graphische Darstellung, bei der die prozentuale Dehnung
gegen die Glühtemperatur von Stählen, die sowohl innerhalb
des Rahmens der Erfindung als auch außerhalb des Rahmens der Erfindung liegen, aufgetragen ist.
Ein Stahl mit einer Zusammensetzung, wie sie für einen Randstahl (unberuhigten Stahl) mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt oder
für einen Ziehstahl :typisch ist, kann in einem Siemens-Martin-, Sauerstoffaufblas- oder elektrischen Ofen geschmolzen werden.
Ein solcher Stahl, der mit Aluminium oder Silicium teilweise desoxydiert werden kann, wird dann vorzugsweise vakuumentgast
bis auf einen Kohlenstoffgehalt innerhalb des Bereiches von 0,02 bis 0,10 °/o und es wird Aluminium (oder ein entsprechender Nitridbildner)
in einer Menge zugegeben, die ausreicht, um die Spurenmengen Stickstoff, die in der Regel in einer Menge von bis zu
etwa 0,004- % vorhanden sind, vollständig zu binden. Dann wird
609836/072S
Niob entweder während der Entgasung oder in der Pfanne oder
Form mit einer geeigneten Verteilungseinrichtung zugegebene
Der geschmolzene Stahl kann entweder in Barrenformen oder kontinuierlich vergossen werden.
Die Kohlenstoff- und Niobminimalgehalte des Stahls müssen als
kritisch angesehen werden. Die maximale Niobzugabe muß bei einem gegebenen Kohlenstoffgehalt auf einen solchen Wert beschränkt
werden, daß praktisch kein nicht-gebundenes Niob, bestimmt durch Analyse bei Raumtemperatur, vorliegt. Das heißt mit anderen
Werten, der Niobgehalt darf das etwa 7 j75-fache des Kohlenstoffgehaltes
nicht überschreiten.
Da der Stickstoff praktisch vollständig an Aluminium oder andere Nitridbildner gebunden ist, wird die Bildung von Niobnitriden oder
Kohlenstoffnitriden minimal gehalten und das Niob ist praktisch
vollständig in Form von Niobcarbid gebunden.
Es wurde gefunden, daß in dem erfindungsgemäßen Produkt und in dem erfindungsgemäßen Verfahren Kohlenstoff in niedrigeren Gehalten
eine Verfestigungswirkung bzw. Verstärkungswirkung auf den Stahl hat. Insbesondere ist innerhalb des Bereiches von
etwa 0,01 bis etwa 0,025 % Kohlenstoff eine Verfestigungswirkung
(Verstärkungswirkung) erzielbar. Bei Kohlenstoff werten von
mehr als etwa 0,025 % trägt jedoch der Kohlenstoff nichts zur
weiteren Verfestigung bzw. Verstärkung des Stahls innerhalb des erfindungsgemäßen Streckfestigkeitsbereiches bei (vgl. die Fig. 2)
und die v/eitere Verfestigung bzw. Verstärkung wird eine nahezu lineare Funktion des Niobgehaltes. Dementsprechend wird der
maxima.le Kohlenstoffgehalt von 0,10 % nicht als kritisch angesehen,
obgleich der Kohlenstoff vorzugsweise variiert wird direkt proportional zu dem Niob bis zur Erzielung von bis zu
0,025 °/° nicht-gebundenem Kohlenstoff (d.h. bis zur Erzielung
eines Überschusses gegenüber dem an Niob gebundenen Kohlenstoff).
609836/0725
Obgleich die Zusammensetzung,,abgesehen von der oben erörterten
Beziehung zwischen den Kohlenstoff- und Mobgehalten, als nicht kritisch angesehen wird, werden dennoch optimale Eigenschaften
mit der nachfolgend angegebenen bevorzugten Zusammensetzung
erzielt:
Kohlenstoff 0,03-0,05 Gew.-% Aluminium 0,03-0,05 Gew.-95
Mangan 0,3-0,6 " Stickstoff höchstens 0,004"
Mob 0,04-0,12 " Sauerstoff " 0,01 "
Phosphor 0,006-0,01 " Silicium " 0,1 "
Schwefel 0,01-0,017 " Eisen Rest
-Mangan wird"absichtlich zugegeben, um die Warmbrüchigkeit zu verhindern
und die Zugfestigkeit zu erhöhen. Für diese Zwecke reicht eine Zugabe von 0,1 bis 0,9 Gew.-% aus und eine Zugabe von 0,3
bis 0,6 Gew.-% ist bevorzugt.
Die oben angegebenen bevorzugten Phosphor-, Schwefel-, Stickstoff-
und Sauerstoff-Gehaltsbereiche sind typisch für Spurenmengen,
die in einem vakuumentgasten, niedriglegierten Stalil erreicht
werden. Silicium ist ebenfalls in Spurenmengen vorhanden, wenn es
nicht als Desoxydationsmittel absichtlich (in Mengen bis zu 0,1 %) zugegeben wird.
Zirkonium hat bekanntlich die gleiche Wirkung wie Niob in bezug auf die Erhöhung der Rekristallisationstemperatur von Stählen
mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und deshalb liegt es im Rahmen der vorliegenden Erfindung, Mob mindestens z.T. durch stcchiometrisch
äquivalente Mengen an Zirkonium zu ersetzen.
3?itan kann anstelle von Aluminium als Mtridbildner in stöchiometrisch
äquivalenten Mengen zugesetzt werden, dabei muß jedoch "berücksichtigt werden, daß Titan nicht die gleiche Wirkung wie
Mob und Zirkonium in bezug auf die Erhöhung der Rekristallisationstemperatur
hat. Deshalb ist Titan in dem erfindungsgemäßen
609836/0725
Stahl kein Ersatz für Niob.
Aluminium kann als Desoxidationsmittel durch Silicium ersetzt
werden und wenn dies durchgeführt wird, wird vorzugsweise genügend Titan zugegeben, um die Spurenmengen Stickstoff in der
Schmelze zu "binden.
Zur Sulfidformkontrolle können Metalle der Seltenen Erden oder Mischmetall zugegeben werden, wenn optimale mechanische Eigenschaften
in Querrichtung erwünscht sind.
-Vom Standpunkt der Bearbeitbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit aus betrachtet
wucde gefunden, daß die Warmwalz-Endtemperatur nur einen
geringen oder keinen Einfluß auf die Eigenschaften hat, so lange eine Endtemperatur von etwa 899°C (16500J1) nicht überschritten
wird. Dementsprechend können in der Praxis konventionelle Endtemperaturen innerhalb des Bereiches von etwa 84-3 bis etwa 899 G
(550 bis 16500F) angewendet werden. Die Aufhaspeltemperatur
(Aufwickeltemperatur) kann etwa 7O5°C (130O0F) nicht übersteigen
und sie sollte vorzugsweise etwa 64-9°C (1200°F) nicht übersteigen.
Die Duktilität des Endproduktes ist, wie gefunden wurde, von der Endtemperatur und der Aufhaspeltemperatur unabhängig.
Der Grad der Kaltauswalzung muß mindestens 4-0 % betragen und er
darf etwa 70 % nicht übersteigen. Vorzugsweise wird das kalte
Auswalzen mit einer Dickenverminderung von 4-5 bis 55 % in einem
oder mehreren Stichen (Stufen) durchgeführt. Wenn das Maximum einer Dickenverminderung von 70 % für bestimmte Endprodukte erforderlich
ist, kann eine längere Glühung oder eine bei höherer Temperatur durchgeführte Glühung erforderlich sein, um die
Duktilität wieder auf die gewünschten Werte zu bringen, wie in der Fig. 1 und in der Tabelle II angegeben. Bei einer gegebenen
Streckfe st igkeit wird bei einer Kaltauswalzung von 50 %
eine größere Duktilität erhalten als bei einer Kaltauswalzung
609836/072 5
von 60 %.
Der Glühbereich des kaltgewalzten Materials hat sich als kritisch
erwiesen. Es kann entweder eine kontinuierliche Glühung oder eine Offenbundglühung angewendet werden, wobei eine Offenbundglühung
für ein Material mit einer Streckfestigkeit von
-r ρ
mindestens 6,33 x ΛΟτ kg/cm (90 ksi) und einer Dehnung von
mehr als 10 % bevorzugt ist. Eine Offenbundglühung oder eine
Kistenglühung innerhalb des Bereiches von etwa 593°C (11000F)
bei einer Erhitzungsdauer von bis zu 24- Stunden bis zu etwa
64-90C (1200°F) bei einer Erhitzungsdauer von weniger als 1/2
Stunde hat sich als zufriedenstellend erwiesen. Die Offenbundglühung wird vorzugsweise bei 5930C (11000F) mit einer Erhitzungsdauer
von etwa 1/2 Stunde durchgeführt. Die Erhitzungsdauer ist somit im allgemeinen umgekehrt proportional zu der
Temperatur. Es kann auch eine kontinuierliche Glühung bei etwa 705OC (13000F) mit einer Erhitzungsdauer von etwa 7 bis
etwa 10 Minuten angewendet werden.
Wenn die Behandlungen unter den oben angegebenen Bedingungen durchgeführt werden, gewinnt das kaltgewalzte Band- und Blechmaterial
seine Duktilität zurück bis zu einem Dehnungswert von mehr als 10 % unter gleichzeitiger Beibehaltung einer Streckfestigkeit
von mindestens 6,33 x 10^ kg/cm (90 ksi). Das Produkt
hat ein praktisch nicht rekristallisiertes Strukturgefüge (Mikrostruktur).
Bei der Herstellung eines kaltgewalzten Band- und Blechmaterials
mit einer Streckfestigkeit von etwa 3,16 χ 10* bis
etwa 4,57 χ 10-7 kg/cm (4-5 bis 65 ksi)und einer Dehnung von
mehr als 25 % bleiben alle Stufen bis zu der Kaltwalzung die
gleichen wie vorstehend beschrieben und die allgemeine (breite) Zusammensetzung bleibt ebenfalls die gleiche.
Bei dieser Ausführungsform kann entweder eine kontinuierliche Glühung, eine Offenbundglühung oder eine diskontinuierliche
609838/0725
Glühung (Chargenglühung) angewendet werden. Bei Anwendung einer diskontinuierlichen Glühung (Chargenglühung) oder einer
Offenbundglühung sollte ein Temperaturbereich von etw* 649 "bis
etwa 7600C (1200 bis 14-000F) eingehalten werden. Die Glühdauer
ist umgekehrt proportional zu der Temperatur, wobei für eine Temperatur von-64-9°C (12000E) mindestens 4- Stunden erforderlich
sind oder für eine Temperatur von mehr als 677°C (1250°]?) mindestens
eine halbe Stunde erforderlich isto Wenn eine !continuierliche
Glühung angewendet wird, hat sich eine Temperatur von etwa 815 bis etwa 927°C (1500 bis 17000F) für einen Zeitraum von
etwa 7 bis etwa 10 Minuten als zufriedenstellend erwiesen.
Unter diesen Bedingungen wird das kaltgewalzte Band- und Plechmaterial
vollständig rekristallisiert und hat eine Streckfestigkeit
von etwa 3,16 χ 105 bis etwa 4-,57 χ 10^ kg/cm2 (4-5 bis 65
ksi) bei einer Dehnung von mehr als 25 %.
Ohne an eine Theorie gebunden zu sein, wird angenommen, daß durch
Zugabe von Niob die Rekristallisationstemperatur des Stahls'ansteigt,
ohne daß die Rate (Geschwindigkeit) der Rückgewinnung der Duktilität des kaltgewalzten Materials durch die ETiedertemperaturglühung
beeinflußt wird. Außerdem erhöht das Niob, wie oben angegeben, die Streckfestigkeit des oben angegebenen Stahls,
wobei die anfängliche Zunahme der Erhöhung auf die Anwesenheit von Kohlenstoff in Mengen bis zu etwa 0,025 % zurückzuführen ist.
Dementsprechend steht durch Erhöhung der Eekristallisationstemperatur ein Bereich von etwa 1100C (2000I1) zur Verfügung, inner-
-halb dessen die Glühung durchgeführt werden kann, die zu einer Rückgewinnung der Duktilität führt, während gleichzeitig die
Rekristallisation noch vermieden wird, wodurch eine StreCkfestigkeit
von mindestens etwa 6,33 x 10^ kg/cm (90 ksi) beibehalten
wird,, Die Rückgev/innungsgeschwindigkeit ist verhältnismäßig
hoch innerhalb des Temperaturbereiches von 538 bis 6210C (1000
bis 11500J1), es tritt jedoch praktisch keine Rekristallisation auf,
609836/0725
Wenn die Glühdauer und die Glühtemperatur für eine vollständige Rekristallisation ausreichen, hat das Produkt eine Streckfestigkeit
zwischen 3,16 χ 1O5 und 4-,57 x 1°5 ks/°m2 (45 bis 65 ksi),
•wie in den Fig. 2 und 4· angegeben.
Aufgrund der vorstehenden Ausführungen ist es für den Fachmann ohne
weiteres ersidatlich, daß das kaltgewalzte Band- und Blechmaterial
mit einem Metall beschichtet werden kann unter Anwendung von kontinuierlichen Verfahren vom Typ der Glühung außerhalb der
Anlage oder vom Vorglühungstyp, ohne daß sich dabei die mechanischen
Eigenschaften wesentlich verändern. Zu solchen Verfahren gehören z.B., ohne daß die Erfindung jedoch darauf beschränkt
ist, die Feuermetallisierung (das Beschichten durch Eintauchen in ein geschmolzenes Metall) und die Elektroplattierung, bei der
es sich bei der Beschichtungsvorbehandlung in der Regel um eine nasse chemische Reinigung handelt« Die Vorglühungs-Tauehbeschichtungsverfahren
können dann entweder die Bandflußmittelbehandlung oder die Banderhitzung in einer Wasserstoff-Inertgas-AtmoSphäre
.vor dem Beschichten umfassen, wobei eine maximale Temperatur des Bandes in der Anlage' angewendet wird, die etwa gleich der Temperatur
des geschmolzenen Metallbades ist, die in der Regel etwa 28 bis etwa 55°O (50 bis 1OO°F) oberhalb des Schmelzpunktes des
Beschichtungsmetalles gehalten wird. Zu Metallen, die in kontinuierlichen
Vorglühungs-Tauchbeschichtungsverfahren verwendet werden können, gehören Aluminium, Zink, Legierungen von Aluminium
oder Zink oder Terne. Zu Metallen, die üblicherweise für die kontinuierliche Bändelektroplattierung verwendet werden können, gehören
Zink und Terne (Blei-Zinn-Legierung).
Ein weiteres Merkmal der Erfindung besteht darin, daß als integraler
Bestandteil eines sogenannten Metalltauchbeschichtungsverfahrens mit Glühung in der Anlage kontinuierliche Wärmebehandlungen
für die Rückgewinnung der Duktilität oder für die Rekristallisation des kaltgewalzten Stahls durchgeführt v/erden können
(kann). In diesen Verfahren werden keine chemischen Flußmittel verwendet, sie sind vielmehr dadurch charakterisiert, daß für die
609836/072 5
Oberflächenvorbehandlung eine Ofenbehandlung mit gleichzeitiger Wärmebehandlung angewendet wird. Beispielhafte Verfahren
dieses Typs, auf die die Erfindung jedoch nicht beschrankt ist, sind
das Sendzimir-Verfahren, das Armoor-Selas-Verfahren und die U.S.-Steel-Verfahren.
Diese unterscheiden sich in erster Linie in bezug auf die Art der Entfernung des restlichen Kaltwalzwerköls
und der verwandten Oberflächenverunreinigungen voneinander. In
dem Sendzimir-Verfahren wird das Band auf eine Temperatur von
371 bis 482°C (7OO bis 90O0F) erhitzt zur Bildung eines schwachen
Oberflächenoxids, in dem Armeο-Selas-Verfahren wird eine starke
Erhitzung mit direkt verbranntem Brennstoff auf 533 bis ^6O0G
(1000 bis 14TOO0F) ohne Bandoxydation angewendet und bei dem US-Steel-Verfahren
wird eine nasse chemische Reinigung (Reinigung mit Chemikalien) angewendet.
Auf diese ölentfernungsstufen folgt das Erhitzen in ähnlichen
öfen mit einer V/asserstoff-Inertgas-Atmosphäre, die das restliche
Oberflächenoxid reduzieren können, in denen das Band auf eine Temperatur innerhalb des Bereiches von 593 bis 621°C
(1100 bis 1150oF), die für die Rückgewinnung erforderlich ist, ·
oder auf eine Temperatur innerhalb des Bereiches von 871°C (1600°F) (für die kontinuierliche Glühung), die für das vollständig
rekristallisierte erfindungsgemäße Produkt erforderlich ist, gebracht wird. An das Erhitzen schließen sich eine Abkühlung
im Ofen auf etwa die Badtemperatur und das Eintauchen in das geschmolzene Metallbad an. Zu Metallen, die sich für kontinuierliche
Tauchbeschichtungsverfahren unter Glühung innerhalb der Anlage eignen, gehören Aluminium, Zink, Legierungen von Aluminium
oder Zink oder Terne (Blei-Zinn-Legierung).
In allen vorstehend beschriebenen Verfahren wird die Bildung einer Grenzflächenlegierungsschicht zwischen dem S^ahlsubstrat und
dem Überzugsmetall praktisch vollständig vermieden.
609836/0725
Erfindungsgemäß erhält man somit ein beschichtetes Band- und
Blechprodukt mit Streckfestigkeiten innerhalb des Bereiches von 3,16 χ 1O5 bis 4,57 x 1O5 kg/cm2 (45 bis 65 ksi) bei
-Dehnungswerten von mehr als 25 % und Streckfestigkeiten von mindestens 6,33 x 10 kg/cm (90 ksi) bei Dehnungswerten von
mehr als 10 %, das besteht aus einer äußeren Schicht aus Aluminium,
Zink, Legierungen von Aluminium oder Zink oder Terne
(Blei-Zinn-Legierung) und einem inneren Substrat oder einem Träger aus einem kaltgewalzten Stahlband und Stahlblech mit
der oben angegebenen allgemeinen (breiten) Zusammensetzung, wobei sich dazwischen praktisch keine Grenzfläoherlegierungsschicht
befindet.
Es wurde nun gefunden, daß die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen,
kalt ausgewalzten Band- und Blechmaterials ausgezeichnet ist. Die Streckfestigkeit behält in der Schweißzone, die der
Wärme ausgesetzt ist, ihren ursprünglichen Wert im wesentlichen bei, obgleich die Duktilität in der Zone, die der Wärme ausgesetzt
ist (Üb er gangs zone) abnimmt.-
Nachfolgend sind einige Walzproben beschrieben, die erfindungsgemäß
hergestellt und bearbeitet worden sind, es sei jedoch darauf hingewiesen, daß diese nur Beispiele darstellen und daß die
Erfindung keineswegs auf die nachfolgend beschriebenen bevorzugten Ausführungsformen beschränkt ist.
Eine Charge wurde aufgeschmolzen und in einem Sauerstoffaufblasofen
raffiniert, unter Zugabe von Aluminium und Mob (in l'orin
von Perroniob) in einer Vakuumentgasungseinrichtung vakuumentgast,
wobei man eine Schmelze mit der nachfolgend angegebenen Pfannenanalyse erhielt:
609836/0725
C 0,037 Gew.-%
Mn O ,"59 "
• N 0,0036 "
S 0,010
P 0,006 "
Si 0,012 "
ITb 0,099 "
Al · 0,047 "
Fe Rest mit Ausnahme von zufälligen
Verunreinigungen
Die Schmelze wurde zu Blöcken vergossen, erstarren gelassen,
zu Brammen ausgewalzt und bis auf Dicken von 0,289 "bis 0,305 cm (0,114 bis 0,120 inches) warm ausgewalzt. Die Warmwalz-Endtemperatur
betrug 871°C (16000F) und die Aufhaspelungstemperatur
(Aufwickeltemperatur) betrug 649°C (12000F). Fach dem Entzundern
wurde das warmgewalzte Material bis auf Enddicken von 0,0838 cm (0,033 inch), 0,091 cm (0,036 inch) und 0,132 cm
(0,052 inch) kalt ausgewalzt, wobei diese Kaltauswalzungen
innerhalb des Bereiches von 60 bis 70 % lagen. Die Blechanalyse
war die folgende:
Mn
Si
0,040 | Gew. -% |
0,60 | Il |
0,0048 | Il |
0,013 | Il |
0,004 | π |
0,010 - | Il |
0,0013 | Il |
0,048 | Il |
Rest |
Al
Fe
Fe
Die Proben wurden den nachfolgend angegebenen verschiedenen Glühbehandlungen unterworfen:
609836/0725
593°C (11OO°F) für einen Zeitraum von 1/2 Stunde - Offenbund-Glühung
für eine Streckfestigkeit von mindestens 6,33 x 10
kg/cm (90+ ksi) und eine Dehnung von mindestens 10 % j
'64-90C (12000F) für einen Zeitraum von 4 Stunden - Offenbund-Glühung
für eine Streckfestigkeit von 3,16 χ 10-5 bis 4,57 χ
10 kg/cm ·(45 bis 65 ksi) und eine Dehnung von mindestens 25 %·
Es wurde eine andere Charge aufgeschmolzen und auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 vakuumentgast, wobei eine Schmelze der
..nachfolgend angegebenen Pfannenanalyse erhalten wurde:
C " 0,038 Gew.-%
Mn 0,51 "
N 0,0028 "
S 0,012 "
P 0,006 »
Si 0,010 "
Kb 0,088 »
Al . 0,078 "
Pe Rest mit Ausnahme von zufälligen
Verunr ei nigung en
Die Schmelze wurde zu Blöcken vergossen, den Blöcken wurde ein Silicid eines Metalls dex· Seltenen Erden zugegeben und daraus
hergestellte Brammen wurden in mehreren verschiedenen Stichen (Stufen) warm heruntergewalzt bis auf eine Dicke innerhalb des
Bereiches von 0,236 bis 0,305 cm (0,093 bis 0,120 inches) bei Warmwalz-Endtemperaturen von 871 bis 899°C (1600 bis 16500F)
und Aufhaspelungstemperaturen (Aufwickeltemperaturen) innerhalb des Bereiches von 604 bis 643°C (1120 bis 119O0F). Die Zugabe
des Metalls der Seltenen Erden erfolgte für die Sulfidformkontrolle.
Das kalte Auswalzen wurde wie folgt durchgeführt:
609836/0725
0,117 cm (0,046 inch) — 50 %-Reduktion
0,091 cm (0,036 inch) 60 ^-Reduktion
0,071 cm (0,028 inch) . — 70 % Reduktion
Die Blechanalyse war folgende:
C ' 0,045 Gew.-%
Mn 0,53
N 0,0063 "
S 0,010 "
P 0,008 "
0 0,009
Hb " 0,094
Al 0,070 »
Ge 0,027
La 0,015 "
Fe Rest
Die Glühbehandlungen wurden wie folgt durchgeführt: Kontinuierliche Glühung für einen Zeitraum von 8 Minuten bei
7O5°C (13000P),'7600C (14000F), 8150C (15000F), 8710C (16000F)
und 9270C (1700oF). Die Charge wurde bei verschiedenen Temperaturen
-von 593 bis 7600C (1100 bis 14000F) für Seiträume innerhalb
des Bereiches von 1/2 bis 24 Stunden geglüht.
Die mechanischen Eigenschaften der kaltgewalztem Stahlproben der
Beispiele 1 und 2 sind in der folgenden Tabelle I angegeben. Daraus ist zu ersehen, daß bei allen Ausführungsformen, die erfindungsgemäß
behandelt worden sind, bei denen die Streckfestigieit mindestens 6,33 x 'W kg/cm (90 ksi) betrug, die Dehnung
10 % überstieg, während bei den Ausführungsformen, die erfindungsgemäß behandelt wurden, bei denen die Streckfestigkeit
3,16 χ 103 bis 4,57 χ 105 kg/cm2 (45 bis 65 ksi) betrug, die
Dehnung 25 % überstieg. Im Gegensatz dazu wies die in Beispiel 2 bei 7600C (14000F) für einen Zeitraum von 8 Minuten kontinuierlich
609836/0725
3 /2 geglühte Probe eine Streckfestigkeit von 4,83 x 1Cr kg/cm
(68,8 ksi) und eine Dehnung von 22 % auf; in entsprechender Weise wies die 4 Stunden lang bei 649°C (120O0F) kistenge-
^z P
-glühte Probe eine Streckfestigkeit von 5,33 x 10 kg/cm
(75,9 ksi) und eine Dehnung von 20 % auf, was auf ein teilv/eise
rekristallisiertes Produkt hinwies, das außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung liegt. Die Proben des Beispiels 2,
die eine halbe Stunde lang bei 5660G (10500F) offenbundgeglüht
bzw. 4 Stunden lang bei 593°C (1100°F) kistengeglüht worden waren, wiesen Dehnungen von weniger als 10 % auf, was anzeigte,
daß die Rückgewinnung unvollständig war, so daß sie ebenfalls außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung lagen. Die
erfindungsgemäßen Behandlungsbereiche ergeben ein Material entweder mit Rückgewinnungsglüheigenschaften oder vollständig rekristallisierten
Glüheigenschaften. Zwischen diesen beiden Bedingungen liegt jedoch das teilweise rekristallisierte Produkt
außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung.
Die Daten der folgenden Tabelle I sind in der Fig. 4 dargestellt, wcbei die Dehnung in % als Funktion der Glühtemperatur aufgetragen
ist bei den Streckfestigkeiten, Behandlungszeiten und
Glühbehandlungstypen, die ebenfalls angegeben sind. Aus der
Tabelle I und der Fig. 4 geht hervor, daß ein Temperaturbereich von etwa 593 C (11000F) bei einer Behandlungsdauer von bis zu
etwa 24 Stunden bis zu etwa 7O5°G (13000F) bei einer Behandlungsdauer von etwa 7 bis etwa 10 Minuten zu einem nicht-rekristallisierten
Produkt mit einer Streckfestigkeit von mindestens 6,33
7. O
χ 1Cr kg/cm (90 ksi) und einer Dehnung von mehr als 10 % führt.
Eine Offenbundglühung bei etwa 593°C (1100°F) für eine Zeitdauer von etwa 1/2 Stunde ist bevorzugt.
Ein Temperaturbereich von etwa 649 bis etwa 927°G (1200 bis 17000F)
bei einer Zeitdauer von mindestens etwa 4 Stunden bei 649°G (12000F) bis etwa 7 bis etwa 10 Minuten bei 927°G (17000F)
führt zu einem rekristallisierten Produkt mit einer Streckfestig-
609836/072 5
keit von 3,16 χ 1Ο5 bis 4,57 χ 1Ο5 kg/cm2 (45 bis 65 ksi)
und einer Dehnung von mehr als 25 %» Eine Chargen- oder Kistenglühung
bei etwa 76O°C (14OO°F) für eine Zeitdauer von etwa 4
Btunden ist bevorzugt.
Glühtemperatur inöC (0P) |
Glühtemperatur in°C (0P) |
Behand lungsdau er in Std. |
0,2 %-Streckfestii keit in 10-5 kg/cmc (ksi) |
|- 5 cm (2.inch) Dehnung in % |
|
566 (1050) | 593 (1100) | 1/2 | 8,80 (125,1) | 6* | |
593 (1100) | 593 (1100) | 1/2 | 7,13 (101,5) | 18 | |
621 r(1150) | 638 (1180) | 1/2 | 8,44 (120,0) | 12 | |
Tabelle I | 649 (1200) | 649 (1200) | 1/2 | 6,61 (94,0) | 17 |
649 (1200) | 649 (1200) | 4 | 3,80 (54,0) | 30 | |
mechanische Eip;enschaften | Chargenglühung | 677 (1250) | |||
in den Beispielen 1 und 2 bearbeitete Stähle | Bei spiel Nr. |
705 (1300) | Behand lung s dau er in Std. |
0,2 %-Streckfestig keit in 10^ kg/cm£ (ksi) |
Ij- 5 cm (2 inch) Dehnung in % |
Off enbundglühung | 2 | 705 (1300) | 4 | 8,56 (122,0) | 6* |
Bei spiel Nr. |
2 | 760 (1400) | 24 | 6,67 (94,6) | 12,5 |
2 | . 2 | 760 (1400) | 1/2 | 8,43 (119,9) | 12,5 |
1 | 2 | 4 | 5,33 (75,9)* | 20 | |
2 | 2 | 24 | 4,53 (64,5) | 26,5 | |
2 | 2 | 1/2 | 4,41 (62,8) | 25,5 | |
1 | 2 | 4 | 4,48 (63,7) | 26 | |
2 | 24 | 3,93 (55,9) | 28 | ||
2 | 4 | 3,77 (53,6) | 31 | ||
2 | 24 | 3,76 (53,5) | 32 | ||
609836/072B
Bei- Glühtemperatur Behänd- 0,2 %-Stregkfestig- 5 cm (2 inch)·
spiel in°C (0J1) lungsdau- keit in 10y kg/cm2 Dehnung in%
U er in Min. (ksi)
2 | 705 | (1300) | 8 | 6,71 | (95,4) | 16 |
2 | 760 | (1400) | 8 | 4,81 | (68,8)* . | 22 |
2 | 815 | (1500) | 8 | 4,16 | (59,3) | 28 |
2 | 871 | (1600) | 8 | 3,62 | (51,5) | 29,5 |
2 | 927 | (1700) | 8 | 3,76 | (53,5) | 28,5 |
* Außerhalb des Eahmens der vorliegenden Erfindung
Das Diagramm der Fig. 1 erläutert den Einfluß der Glühtemperatur
und der Behandlungsdauer auf die Streckfestigkeit von um 5° % und
70 % kalt heruntergewalzten Proben des Beispiels 2. Es zeigt,
daß eine Temperatur von bis zu etwa 6210C (115O0F) eine Behandlungsdauer
von mehr als 4 Stunden erfordern würde. um die Streckte
ρ festigkeit auf weniger als 6,33 x 10-^ kg/cm (90 ksi) zu vermindern,
während eine Behandlungsdauer von 24 Stunden "bei etwa 6210C
(115O0F) die Streckfestigkeit auf etwa 5,62 χ 105 kg/cm2 (80 ksi)
herabsetzt. Daraus ergibt sich somit, daß die Rekristallisationsgeschwindigkeit innerhalb des Bereiches von etwa 593 bis
etwa 635°C (1100 bis 11750F) gering ist, so daß das erfindungsgemäße
Verfahren Betriebsvariable einer verhältnismäßig großen Größenordnung tolerieren kann, ohne daß dabei nachteilige Effekte
auftreten.
-Der Einfluß des Prozentsatzes der Kaltauswalzung auf die Streckfestigkeit
und die Duktilität ergibt sich aus den Testergebnissen, die in der Tabelle II für ein nicht-rekristallisiertes Material
mit einer Streckfestigkeit von mindestens 6,33 x 10 kg/cm
(90 ksi) angegeben ist, wobei die Testproben die in Beispiel 1
angegebene Zusammensetzung hatten. Daraus ist zu ersehen, daß eine Kaltauswalzung von 40 % erforderlich ist, um die gewünschten
Eigenschaften zu erzielen^und daß die Duktilität bei einer 60 % bis
609836/0725
70 %-Kaltauswalzung abnimmt, obgleich ein solches Material
durch Glühen "bei einer etwas höheren Temperatur und/oder für einen längeren Zeitraum auf die gewünschte Mindestdehnung
von mehr als 10 % gebracht werden kann, inTie erwartet, nahmen
die Streckfestigkeit und die Zugfestigkeit mit höheren Kaltaus walzungen zu. Die Eigenschaften waren, wie gefunden wurde,
auch verhältnismäßig unabhängig von der Aufhaspelungstemperatur
(Aufwickeltemperatur), mindestens bis zu etwa 705° C
609836/0725
!Tabelle II
cn
ο
co
oo
co
cn
ο
co
oo
co
cn
% Kaltre· duktion
Behandlungsbedingungen
H.R.-Endtemp? 8710O (16000F)
Aufhaspeln bei 5930O (11000P)
Offenbund-Glühung bei 5930O(HOO0F) 60
für 1/2 Stunde (im Labor simuliert) 70
H.R.-Endtemp. 8710O (16000F)
Aufhaspeln bei 6490O (12000F)
Offenbundglühung bei 5930O(HOO0F)
für 1/2 Stunde {im Labor simuliert)
H.R.-Endtemp. 8710O (16000F)
Aufhaspeln bei 7050O (13000F)
Offenbundglühung bei 593°O(11OO°F)
für 1/2 Stunde (im Labor simuliert
0,2 ^-Streck- Zugfestigfestigkeit in keit in 10
? 2 ^
10* kg/onr(ksi)
7,02 (99,9)
7,48 (105,4)
7,02 (99,9)
7,48 (105,4)
7,83 (111,5)
7,80 (111,1)
7,80 (111,1)
0 (kai)
6,86 (97,6)
6,82 (97,07)
6,82 (97,07)
7,24 (103,P) 7,46 (106,3)
8,26 (112,5) 7,80 (111,1)
6,99 (99,4) 7,91 (102,8)
7,20 (102,5) 7,40 (105,7)
7,70 (109,1) 7,78 (110,3)
7,74 (110,1) 7,74 (110,1)
7,07 (100,5) 7,04 (100,2)
7,04 (100,1) 7,18 (102,1) (102,5) 7,20 (102,5)
7,20
5 cm (1 inch)-
Dehnung in %
14 11
8 6
13 12
12 6
11 11
13 8
Ähnliche Tests wurden mit den 3,16 χ 1O5 "bis 4,57 χ 10 kg/cm
(45 bis 65 ksi)-Proben des obigen Beispiels 2 durchgeführt,
.diese wurden bei 593 bis ?05°C (1100 bis 13000P) aufgehaspelt
' (aufgewickelt), um 40 %, 50 %, 60 % und 70 % kalt ausgewalzt
und 4 Stunden lang bei 677°C (12500F) kistengeglüht (im Labor
simuliert)ο Dabei wurde gefunden, daß der unterschiedliche Prozentsatz der Kaltauswalzung zu keinen Unterschieden in bezug
auf die Streckfestigkeit, die Zugfestigkeit, die prozentuale Dehnung und die Härte führten. Das heißt mit anderen Worten,
daß alle Proben nach dem Glühen praktisch die gleichen Werte hatten.
Außerdem wurde der Einfluß der Änderung des Kohlenstoffgehaltes
und des ÜTiobgehaltes auf die Streckfestigkeit untersucht:. Z-ir
Durchführung dieser Tests wurde eine Reihe von Laborchargen hergestellt, es wurde Hiob in verschiedener Menge jeder Charge
zugegeben und aus jeder Charge wurden 4 Blöcke gegossen, wobei
jeder Block einen anderen Kohlenstoffgehalt hatte.
Die Labor Chargen wurden im Vakuum aufgeschmolzen, zu Blöcken
vergossen, bis auf 0,254 cm (0,10 inch) warm ausgewalzt, einer Fertigverarbeitung (Fertigwalzung) bei 871°C (16000F) unterworfen
und bei 593°C (1100°F) aufgehaspelt (aufgewickelt), bis auf eine Dicke von 0,102 cm (0,04 inch) kalt ausgewalzt
bei einer Dickenverminderung von 60 % und unter den verschiedensten Bedingungen geglüht. Die Proben wurden einer 24—stündigen
simulierten Kistenglühung bei 593°C (1100°F), 649°C (12000F),
7O5°C (13000F), 760°C (14000F) und 815°c (1500°F) unterworfen
und an der Luft abgekühlt. Die Zusammensetzungen der kaltgewalzten
Bleche der verschiedenen Proben waren wie
6Q9836/0725
BeisBiel 4
- 23 -
C (%) Kb (%)
0,010 0,057
0,030 0,057
0,044 0,057
0,056 0,057
Block C (%) ;$Tb (%)
1 0,012 0,063
2 - 0,025 0,063
3 0,038 0,063
4 . 0,057 0,063
Block C (%) · .Nb (%
1 0,011 0,099
2 0,025 0,099
3 0,039 0,099
4 0,048 0,099
Die chemische Zusammensetzung in allen drei oben angegebenen
Beispielen betrug 0,55 Gew.-% Mn, 0,002 Gew.-% N, 0,003 Gew.-%
S, 0,0009 Gew.-% 0 und 0,02 Gew.-% Al.
Die Streckfestigkeiten der Proben der oben angegebenen vier
Blöcke des Beispiels 3? aufgetragen gegen die Glühtemperatur,
sind in dem Diagramm der Fig. 2 der Zeichnungen dargestellt (bei variierendem Kohlenstoffgehalt und konstantem Niobgehalt),
Die Fig. 3 zeigt ein ähnliches Diagramm in Form einer graphischen Darstellung der Proben der Blöcke der Beispiele 3S 4 und
5.
609836/0725
Aus den in Form eines Diagramms aufgetragenen Werten bei 593°C (1100°F) und 649°C (12000F) geht hervor, daß der
Kohlenstoff, wenn er in Mengen bis zu etwa 0,025 % vorhanden ist, zu der Streckfestigkeit beiträgt, daß er jedoch bei
höheren Kohlenstoffwerten einen geringeren Einfluß hat. Vongrößerer
Bedeutung ist die Verstärkungswirkung (Verfestigungswirkung) , die aus dem zunehmend höheren Uiobgehalt (Fig. 3)
resultiert und die Tatsache, daß Kohlenstoffgehalte unterhalb
-7 ρ
0,02 % zu Streckfestigkeiten von weniger als 6,33 x 10 kg/cm
(90 ksi) bei einer Glühtemperatur von 7600C (14000F) führten,
unabhängig von dem Hiobgehalt. Dies geht insb3sondere aus
dem Beispiel 5-1 hervor, in dem der Kohlenstoffgehalt weniger
als 0,02 % betrug und ein Mob: Kohl enst off -Verhältnis von
mehr als 7,75:1 (0,99 % Nb und 0,011 °/o C) bei einer G-lühtemperatur
von 760°C (14-000F) für einen Zeitraum von 24 Stunden
zu einer Streckfestigkeit von etwa 4,78 χ 10^ kg/cm (68 ksi)
führte.
Die Erfindung wurde zwar vorstehend unter Bezugnahme auf bevorzugte
Ausführungsformen näher erläutert, es ist jedoch für den Fachmann selbstverständlich, daß sie darauf keineswegs beschränkt
ist, sondern daß diese in vielfacher Hinsicht abgeändert und modifiziert werden können, ohne daß dadurch der Rahmen
der vorliegenden Erfindung verlassen wird.
Pat ent ansprüc he:
609836/072 5
Claims (18)
1. Kaltgewalztes und geglühtes Stahlband- und -blechmaterial
mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, das eine 0,2 %-Dehngrenzen-Streckfestigkeit
von 3,16 χ 105 bis 4,57 χ 105 kg/cm2 (4-5 bis 65 ksi)
oder von mindestens 6,33 x 10 kg/cm (90 ksi) mit einer 5 cm
(2 inches)-Dehnung von mehr als 25 % für.· die Streckfestigkeit
von 3,16 χ 105 bis 4,57 x 105 kg/cm2 (45 bis 65 ksi) und von
mehr als 10 % für die Streckfestigkeit von mindestens 6,33 *■
ΛΟτ kg/cm (90 ksi) aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß es
-im wesentlichen besteht aus 0,02 bis 0,10 Gew.-% Kohlenstoff,
0,1 bis 0,9 Gew.-% Mangan, 0,02 bis 0,18 Gew.-% Niob, Spurenmengen
Phosphor, Schwefel, Silicium, Sauerstoff und Stickstoff, 0,01 bis 0,08 Gew.-?£ Aluminium und zum Rest aus Eisen mit
-Ausnahme von zufälligen Verunreinigungen, wobei das Niob in
praktisch vollständig gebundener Form vorliegt.
2. Band- und Blechmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet',
daß es nach dem Glühen in praktisch nicht-rekristallisierter
Form vorliegt und eine 0,2 %-Streckfestigkeit von
6,33 x 10^ bis 8,44 χ 10^ kg/cm2(90-120 ksj) sowie eine 5 cm (2 indies)-Dehnung
von mehr als 10 % aufweist.
3. Band- und Blechmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß es nach dem Glühen in einer praktisch vollständig rekristallisierten Form vorliegt und eine 0,2 %-Streck-
-festigkeit von 3,16 χ 105 bis 4,57 x 105 kg/cm2 (45 bis 65 ksi)
und eine 5 cm (2 inches)-Dehnung von mehr als 25 % aufweist.
4. Band- und Blechmaterial nach Anspruch 2 oder 3. dadurch
gekennzeichnet, daß es im wesentlichen besteht aus 0,03 bis 0,05 Gew.-% Kohlenstoff, 0,3 bis 0,6 Gew.-% Mangan, 0,04 bis
0,12 Gew.-% Niob, 0,006 bis 0,01 Gew.-% Phosphor, 0,01 bis
0,017 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,004 Gew.-% Stickstoff,
609836/072R
0,03 "bis etwa 0,05 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,01 Gew.-%
Sauerstoff, höchstens 0,1 Gew.-% Silicium und zum Rest aus Eisen.
5. Band- und Blechmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß das Niob teilweise durch eine stöchiometrisch äquivalente Menge Zirkonium ersetzt ist.
6. Band- und Blechmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß das Aluminium durch eine stöchiometrisch äquivalente Menge Titan ersetzt ist.
7· Kaltgewalztes und geglühtes Stahlband- und -blechmateriäl
mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, daß es in IPorm eines beschichteten Produktes
vorliegt, das besteht aus einer äußeren Schicht, ausgewählt aus der Gruppe Aluminium, Zink, der Aluminiumlegierungen, der
Zinklegierungen und lerne (Blei-Zinn-Legierung), und einem inneren Substrat aus einem kaltgewalzten und geglühten Stahlband-
und —blechmateriäl. das im wesentlichen besteht aus 0,02
bis 0,10 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 bis 0,9 Gew.-% Mangan, 0,02
bis 0,18 Gew.-% Niob, Spurermiengen. Phosphor, Schwefel, Silicium,
Sauerstoff und Stickstoff, 0,01 bis 0,08 Gew.-% Aluminium und zum Rest aus Eisen mit Ausnahme von zufälligen Verunreinigungen,
wobei das Niob in praktisch vollständig gebundener Form vorliegt, und das im wesentlichen keine Grenzflächenlegierungsschicht
aufweist.
8. Band- und Blechmaterial nach Anspruch 7* dadurch gekennzeichnet,
daß die äußere Schicht durch "flußmittelfreie Metalltauchbeschichtung aufgebracht worden ist.
9· Band- und Blechmaterial nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,
daß das Substrat im wesentlichen besteht aus etv/a 0,03 "bis etwa 0,05 Gew.~C,O Kohlenstoff, etwa 0,3 bis etwa 0,6'
609836/072B
Gew.-% Mangan, etwa 0,04 bis etwa 0,12 Gew.-% Niob, etwa
0,006 bis etwa 0,010 Gew.-% Phosphor, etwa 0,01 bis etwa 0,017 Gew.-% Schwefel, höchstens etwa 0,004 Gew.-% Stickstoff,
etwa 0,03 bis etwa 0,05 Gew.-% Aluminium, höchstens etwa 0,01 Gew.-% Sauerstoff, höchstens etwa 0,1 Gew.-% Silicium und
zum Rest im wesentlichen aus Eisen.
10. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten und geglühten
Stahlband- und -blechmaterials mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt, das im geglühten Zustand eine 0,2 %-Dehngrenzen-Streckfestigkeit
von etwa 3,16 χ 10^ bis etwa 4,57 χ ΛΟτ kg/cm
{45 bis 65 ksi) und eine 5 cm (2 inches)-Dehnung von mehr als
25 % bzw. im geglühten Zustand eine 0,2 %-Dehngrenzen-Streckfestigkeit
von mindestens 6,33 x 10 kg/cm (90 ksi) und eine 5 cm
(2 inches)-Dehnung von mehr als 10 % aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß man einen vakuumentgasten, vollständig beruhigten
gegossenen Rohling aus einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt herstellt, der im wesentlichen besteht aus 0,02
bis 0,10 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 bis 0,9 Gew.-% Mangan, 0,02
bis 0,18 Gew.-% Niob, Spurenmengen Phosphor, Schwefel, Silicium, Sauerstoff und Stickstoff, 0,01 bis 0,08 Gew.-% Aluminium und
zum Rest im wesentlichen aus Eisen mit Ausnahme von zufälligen Verunreinigungen, in dem das Niob in praktisch vollständig gebundener
Form vorliegt, diesen bis auf eine mittlere Stärke warm auswalzt, bei einer Temperatur von nicht me'ir als 7O5°C
aufhaspelt (aufwickelt), den Y/armwalζzünder entfernt, ihn auf
die Endstärke kalt auswalzt unter Anv/endung einer Dickenverminderung von 40 bis 70 % und bei einer solchen Temperatur \ιρΛ
für einen solchen Zeitraum glüht, die ausreichen, um die Duktilität
zurückzugewinnen, die jedoch für eine Rekristallisation nicht ausreichen, zur Erzielung einer Dehnung von mehr als 10 %bei
einer Streckfestigkeit von mindestens 6,33 x 1Cr kg/cm2 (90
ksi) oder bei einer solchen Temperatur und für einen solchen Zeitraum glüht, die für eine Rekristallisation ausreichen,
zur Erzielung einer Dehnung von mehr als 25 % bei einer Streckfestig
609836/072 5
5 "bis 457 x 1O^ kg/cm2
keit von 3,16 χ 1ΟΡ bis 4,57 χ 1ΟΡ kg/cm (45 bis 65 ksi).
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß man das Aufhaspeln (Aufwickeln) bei einer Temperatur innerhalb
des Bereiches von 538 bis 705 C und das Glühen bei einer Temperatur
innerhalb des Bereiches von etwa 593 bis etwa 7O5°C
für eine Zeitspanne von 7 Minuten bis 24 Stunden, wobei die Dauer umgekehrt proportional zu der angewendeten Temperatur ist,
durchführt zur Erzielung eines im wesentlichen zurückgewonnenen, jedoch nicht rekristallisierten Materials mit einer Streckfestigkeit
von mindestens 6,33 x 10" kg/cm (SiO ksi) und einer
"Dehnung von mehr als 10 %.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, daß man einen Stahl verwendet, der um wesentlichen besteht aus
0,03 bis 0,05 Gew.-% Kohlenstoff, 0,3 "bis 0,6 Gew.-% Mangan,
0,04 bis 0,12 Gew.-% Mob, 0,006 bis 0,01 Gew.-% Phosphor,
0,01 bis 0,017 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,004 Gew.-% Stickstoff,
0,03 bis 0,05 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,01 Gew.-%
Sauerstoff, höchstens 0,1 Gew.-% Silicium und zum Rest aus Eisen.
13· Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß
man das Aufhaspeln (Aufwickeln) bei 593 C durchführt, bei dem kalten Auswalzen eine Dickenverminderung von 45 bis 55 %
anwendet und zum Glühen eine Offenbundglühung bei 593°C für
eine Zeitdauer von 1/2 Stunde durchführte
14. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß man das Aufhaspeln (Aufwickeln) bei einer Temperatur innerhalb
des Bereiches von 538 bis 7O5°C und als Glühung eine kontinuierliche
Glühung bei einer Temperatur von 7O5°C für eine
Dauer von 7 bis 10 Minuten durchführt zur Erzielung eines im wesentlichen nicht rekristallisierten Materials mit einer
Streckfestigkeit von mindestens 6,33 x 10 kg/cm (90 ksi)
und einer Dehnung von mehr als 10 %.
609836/0725
15. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß man das Aufhaspeln (Aufwickeln) bei einer Temperatur von
538 bis 7O5°C und das Glühen bei einer Temperatur innerhalb
des Bereiches von 677 bis 76O°G für eine Dauer von mindestens
1/2 Stunde durchführt zur Erzielung eines vollständig rekristallisierten Materials mit einer Streckfestigkeit von
3,16 χ 1O^ bis 4,57 χ 10^ kg/cm2 (45 bis 65 ksi) und einer
Dehnung von mehr als 25 %.
16. Verfahren nach Anspruch 15» dadurch gekennzeichnet,
daß man einen Stahl verwendet, der im wesentlichen besteht aus 0,03 bis 0,05 Gew.-% Kohlenstoff, 0,3 bis 0,6 Gew.~% Mangan,
0,4 bis 0,12 Gew.-% Niob, 0,Ό06 bis 0,01 Gew.-% Phosphor,
0,01 bis 0,017 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,004 Gew.-% Stickstoff,
0,03 bis 0,05 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,01 Gew.-%
.Sauerstoff, höchstens 0,01 Gev/,-% Silicium und zum Rest aus
Eisen.
17· Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß
man das Aufhaspeln (Aufwickeln) bei einer Temperatur von 593°C, das kalte Auswalzen unter Anwendung einer Dickenverminderung
um 45 bis 55 % und als Glühung eine Chargenglühung
bei 7320C durchführt.
18. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß
man als Glühung eine Chargen- oder Offenbundglühung unter Anwendung
einer Glühdauer von mindestens 4 Stunden anwendet.
19o Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß
man das Aufhaspeln (Aufwickeln) bei einer Temperatur von 538 bis 705OC und als Glühung eine kontinuierliche Glühung bei
einer Temperatur innerhalb des Bereiches von 815 bis 927°C für
eine Dauer von 7 bis 10 Minuten durchführt zur Erzielung eines vollständig rekristallisierten Materials mit einer Streckfestigkeit
von 3,16 χ 105 bis 4,57 χ 105 kg/cm2 (45 bis 65 ksi) und
einer Dehnung von mehr als 25 %.
60983S/072V "
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US05/554,158 US3963531A (en) | 1975-02-28 | 1975-02-28 | Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2607646A1 true DE2607646A1 (de) | 1976-09-02 |
DE2607646C2 DE2607646C2 (de) | 1987-01-08 |
Family
ID=24212261
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19762607646 Granted DE2607646A1 (de) | 1975-02-28 | 1976-02-25 | Kaltverformtes und gegluehtes, niedriglegiertes stahlband- und -blechmaterial und verfahren zu seiner herstellung |
Country Status (15)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US3963531A (de) |
JP (2) | JPS5924179B2 (de) |
AU (1) | AU508054B2 (de) |
BE (1) | BE839016A (de) |
BR (1) | BR7601162A (de) |
CA (1) | CA1072865A (de) |
DE (1) | DE2607646A1 (de) |
ES (1) | ES445600A1 (de) |
FR (1) | FR2302341A1 (de) |
GB (1) | GB1529626A (de) |
IT (1) | IT1057261B (de) |
MX (1) | MX3414E (de) |
NL (1) | NL7602025A (de) |
SE (1) | SE7602503L (de) |
ZA (1) | ZA76924B (de) |
Families Citing this family (32)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4141761A (en) * | 1976-09-27 | 1979-02-27 | Republic Steel Corporation | High strength low alloy steel containing columbium and titanium |
US4144379A (en) * | 1977-09-02 | 1979-03-13 | Inland Steel Company | Drawing quality hot-dip coated steel strip |
JPS54100920A (en) * | 1978-01-26 | 1979-08-09 | Kobe Steel Ltd | Excellently formable high strength cold rolled steel plate and method of producing same |
JPS5558347A (en) * | 1978-10-25 | 1980-05-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Low alloy, high tensile steel and manufacture thereof |
US4405380A (en) * | 1979-12-20 | 1983-09-20 | Republic Steel Corporation | High strength, low alloy steel with improved surface and mechanical properties |
JPS56163220A (en) * | 1980-05-15 | 1981-12-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of cold rolled steel plate having high strength and good hardenability |
EP0041354B2 (de) * | 1980-05-31 | 1993-11-03 | Kawasaki Steel Corporation | Verfahren zur Herstellung kaltgewalzter Stahlbleche mit guter Verformbarkeit |
US4437902A (en) | 1981-10-19 | 1984-03-20 | Republic Steel Corporation | Batch-annealed dual-phase steel |
JPS5999111A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-07 | Nhk Spring Co Ltd | 軸ロツク装置 |
US4591395A (en) * | 1983-05-05 | 1986-05-27 | Armco Inc. | Method of heat treating low carbon steel strip |
JPS60181254A (ja) * | 1984-02-20 | 1985-09-14 | Kawasaki Steel Corp | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造物用高張力圧延鋼材 |
JPS61191707A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-26 | 木村 三千夫 | 表示物の取り付け方法 |
US5074926A (en) * | 1989-11-16 | 1991-12-24 | Kawasaki Steel Corp. | High tensile cold rolled steel sheet and high tensile hot dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same |
FR2661194B1 (fr) * | 1990-04-20 | 1993-08-13 | Coflexip | Procede d'elaboration de fils d'acier destines a la fabrication de conduites flexibles, fils d'acier obtenus par ce procede et conduites flexibles renforcees par de tels fils. |
TW418122B (en) * | 1998-12-29 | 2001-01-11 | Po Hang Iron & Steel | Method for manufacturing hot rolled galvanized steel sheet at high speed, with pickling skipped |
AU757362B2 (en) * | 1999-01-12 | 2003-02-20 | Nucor Corporation | Cold rolled steel |
AUPP811399A0 (en) * | 1999-01-12 | 1999-02-04 | Bhp Steel (Jla) Pty Limited | Cold rolled steel |
DE10130774C1 (de) † | 2001-06-26 | 2002-12-12 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von hochfesten, aus einem Warmband kaltverformten Stahlprodukten mit guter Dehnbarkeit |
US7485196B2 (en) * | 2001-09-14 | 2009-02-03 | Nucor Corporation | Steel product with a high austenite grain coarsening temperature |
US7429302B2 (en) * | 2002-03-28 | 2008-09-30 | Jfe Steel Corporation | Stainless steel sheet for welded structural components and method for making the same |
US9149868B2 (en) * | 2005-10-20 | 2015-10-06 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
US9999918B2 (en) | 2005-10-20 | 2018-06-19 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
US10071416B2 (en) * | 2005-10-20 | 2018-09-11 | Nucor Corporation | High strength thin cast strip product and method for making the same |
DE102006001628A1 (de) * | 2006-01-11 | 2007-07-26 | Thyssenkrupp Steel Ag | Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung |
EP1878811A1 (de) * | 2006-07-11 | 2008-01-16 | ARCELOR France | Verfahren zur herstellung eines eisen-kohlenstoff-mangan austenitischer stahlblehs mit hervorragender verzögerter bruchfestigkeit und bleh folglich hergestellt |
JP5076544B2 (ja) | 2007-02-21 | 2012-11-21 | Jfeスチール株式会社 | 缶用鋼板の製造方法 |
US20110277886A1 (en) | 2010-02-20 | 2011-11-17 | Nucor Corporation | Nitriding of niobium steel and product made thereby |
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 |
US20140238193A1 (en) * | 2011-11-01 | 2014-08-28 | Kingdream Public Limited Company | Tube welding rod resistant to low stress abrasion |
CN104630623B (zh) * | 2015-01-30 | 2017-03-01 | 首钢总公司 | 具有高扩孔性能的热轧酸洗带钢及其生产方法 |
WO2017203310A1 (en) | 2016-05-24 | 2017-11-30 | Arcelormittal | Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure |
WO2017203315A1 (en) | 2016-05-24 | 2017-11-30 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3598658A (en) * | 1967-05-20 | 1971-08-10 | Yawata Iron & Steel Co | Method for manufacturing cold-rolled steel sheet |
US3721587A (en) * | 1970-12-02 | 1973-03-20 | Wood Steel Co Alan | Low carbon,niobium and aluminum containing steel sheets and plates and process |
US3761324A (en) * | 1971-01-18 | 1973-09-25 | Armco Steel Corp | Columbium treated low carbon steel |
DE2362658A1 (de) * | 1972-12-23 | 1974-07-18 | Nippon Steel Corp | Stahlblech mit hervorragender pressverformbarkeit und verfahren zu dessen herstellung |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3264144A (en) * | 1962-09-13 | 1966-08-02 | Youngstown Sheet And Tube Co | Method of producing a rolled steel product |
US3333987A (en) * | 1964-12-02 | 1967-08-01 | Inland Steel Co | Carbon-stabilized steel products and method of making the same |
US3544393A (en) * | 1967-08-11 | 1970-12-01 | Nat Steel Corp | Method of manufacturing low carbon high tensile strength alloy steel |
US3645801A (en) * | 1968-12-20 | 1972-02-29 | Bethlehem Steel Corp | Method of producing rolled steel having high-strength and low-impact transition temperature |
US3753796A (en) * | 1968-12-20 | 1973-08-21 | Bethlehem Steel Corp | Rolled steel having high strength and low impact transition temperature and method of producing same |
US3772091A (en) * | 1969-08-27 | 1973-11-13 | Bethlehem Steel Corp | Very thin steel sheet and method of producing same |
JPS5426497B2 (de) * | 1971-12-01 | 1979-09-04 | ||
JPS5124972B2 (de) * | 1972-01-31 | 1976-07-28 | ||
JPS4881721A (de) * | 1972-02-04 | 1973-11-01 | ||
US3814636A (en) * | 1972-03-02 | 1974-06-04 | Steel Corp | Method for production of low carbon steel with high drawability and retarded aging characteristics |
JPS539169B2 (de) * | 1972-08-24 | 1978-04-04 | ||
US3860456A (en) * | 1973-05-31 | 1975-01-14 | United States Steel Corp | Hot-rolled high-strength low-alloy steel and process for producing same |
US3950190A (en) * | 1974-11-18 | 1976-04-13 | Youngstown Sheet And Tube Company | Recovery-annealed cold-reduced plain carbon steels and methods of producing |
-
1975
- 1975-02-28 US US05/554,158 patent/US3963531A/en not_active Ceased
-
1976
- 1976-02-06 MX MX000022U patent/MX3414E/es unknown
- 1976-02-17 ZA ZA760924A patent/ZA76924B/xx unknown
- 1976-02-17 GB GB6163/76A patent/GB1529626A/en not_active Expired
- 1976-02-23 AU AU11322/76A patent/AU508054B2/en not_active Expired
- 1976-02-24 BR BR7601162A patent/BR7601162A/pt unknown
- 1976-02-25 DE DE19762607646 patent/DE2607646A1/de active Granted
- 1976-02-26 SE SE7602503A patent/SE7602503L/ not_active Application Discontinuation
- 1976-02-27 JP JP51021022A patent/JPS5924179B2/ja not_active Expired
- 1976-02-27 NL NL7602025A patent/NL7602025A/xx not_active Application Discontinuation
- 1976-02-27 BE BE164709A patent/BE839016A/xx unknown
- 1976-02-27 CA CA246,736A patent/CA1072865A/en not_active Expired
- 1976-02-27 ES ES445600A patent/ES445600A1/es not_active Expired
- 1976-02-27 IT IT48321/76A patent/IT1057261B/it active
- 1976-02-27 FR FR7605619A patent/FR2302341A1/fr active Granted
- 1976-04-08 US US05/674,862 patent/US4067754A/en not_active Ceased
-
1980
- 1980-12-26 JP JP55189364A patent/JPS5925023B2/ja not_active Expired
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3598658A (en) * | 1967-05-20 | 1971-08-10 | Yawata Iron & Steel Co | Method for manufacturing cold-rolled steel sheet |
US3721587A (en) * | 1970-12-02 | 1973-03-20 | Wood Steel Co Alan | Low carbon,niobium and aluminum containing steel sheets and plates and process |
US3761324A (en) * | 1971-01-18 | 1973-09-25 | Armco Steel Corp | Columbium treated low carbon steel |
DE2362658A1 (de) * | 1972-12-23 | 1974-07-18 | Nippon Steel Corp | Stahlblech mit hervorragender pressverformbarkeit und verfahren zu dessen herstellung |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
SE7602503L (sv) | 1976-08-30 |
JPS5924179B2 (ja) | 1984-06-07 |
MX3414E (es) | 1980-11-11 |
BR7601162A (pt) | 1976-09-14 |
JPS51110416A (de) | 1976-09-30 |
FR2302341B1 (de) | 1982-01-08 |
US4067754A (en) | 1978-01-10 |
US3963531A (en) | 1976-06-15 |
DE2607646C2 (de) | 1987-01-08 |
IT1057261B (it) | 1982-03-10 |
GB1529626A (en) | 1978-10-25 |
NL7602025A (nl) | 1976-08-31 |
AU1132276A (en) | 1977-09-01 |
FR2302341A1 (fr) | 1976-09-24 |
JPS5925023B2 (ja) | 1984-06-13 |
JPS572866A (en) | 1982-01-08 |
ES445600A1 (es) | 1977-06-01 |
BE839016A (fr) | 1976-06-16 |
ZA76924B (en) | 1977-09-28 |
AU508054B2 (en) | 1980-03-06 |
CA1072865A (en) | 1980-03-04 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE2607646A1 (de) | Kaltverformtes und gegluehtes, niedriglegiertes stahlband- und -blechmaterial und verfahren zu seiner herstellung | |
DE60008641T2 (de) | Verfahren zum Herstellen von Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Legierungsbändern und also hergestellte Bänder | |
DE602004010699T2 (de) | Kaltgewalztes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von 780 MPa oder mehr, einer hervorragenden lokalen Formbarkeit und einer unterdrückten Schweißhärteerhöhung | |
DE19610675C1 (de) | Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung | |
DE112006003169T5 (de) | Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung | |
EP2855718A1 (de) | Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts | |
DE2324788A1 (de) | Kohlenstoffarmer stahl und verfahren zu seiner herstellung | |
DE3126386C2 (de) | Verfahren zur Herstellung von preßumformbarem, hochfestem Stahlblech mit einem Zweiphasengefüge | |
EP2767601B1 (de) | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen und Verfahren zu seiner Herstellung | |
WO2008052919A1 (de) | Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit bor mikrolegierten mehrphasenstahl | |
DE69002661T2 (de) | Emaillierfähige Stahlbleche und Verfahren zu ihrer Herstellung. | |
EP2840159B1 (de) | Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils | |
WO2008052917A1 (de) | Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem ein komplexphasen-gefüge bildenden stahl | |
DE68916980T2 (de) | Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrostahlbleche mit hoher Flussdichte. | |
DE2334974A1 (de) | Aushaertbarer und hochfester stahl fuer kaltgewalztes blech | |
DE1558720B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines kalt gewalzten stahlbleches mit ausgezeichneter tiefziehfaehigkeit und duktilitaet | |
DE3012188C2 (de) | ||
DE3221840C2 (de) | ||
WO2008052921A1 (de) | Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit silizium legierten mehrphasenstahl | |
DE3880276T2 (de) | Kaltgewalzter feinblechstahl mit hohem r-wert und verfahren zu seiner herstellung. | |
DE3881002T2 (de) | Durch wärmrbehandlung härtbares warmgewalztes stahlfeinblech mit ausgezeichneter kaltverformbarkeit und verfahren zu seiner herstellung. | |
DE2033003B2 (de) | Verfahren zur verformung und waermebehandlung eines beruhigten, niedrig legierten stahles | |
EP1399598B1 (de) | Verfahren zum herstellen von hochfesten, aus einem warmband kaltverformten stahlprodukten mit guter dehnbarkeit | |
DE68917116T2 (de) | Verfahren zur Herstellung von Stahlblech mit hervorragender Tiefziehbarkeit. | |
EP1453984B1 (de) | Verfahren zum herstellen von warmband oder -blech aus einem mikrolegierten stahl |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OD | Request for examination | ||
8125 | Change of the main classification |
Ipc: C22C 38/12 |
|
D2 | Grant after examination | ||
8364 | No opposition during term of opposition | ||
8339 | Ceased/non-payment of the annual fee |