DE3142403A1 - "kontinuierliches gluehverfahren zur herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten stahlbleches mit guter tiefziehfaehigkeit und alterungsbestaendigkeit" - Google Patents

"kontinuierliches gluehverfahren zur herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten stahlbleches mit guter tiefziehfaehigkeit und alterungsbestaendigkeit"

Info

Publication number
DE3142403A1
DE3142403A1 DE19813142403 DE3142403A DE3142403A1 DE 3142403 A1 DE3142403 A1 DE 3142403A1 DE 19813142403 DE19813142403 DE 19813142403 DE 3142403 A DE3142403 A DE 3142403A DE 3142403 A1 DE3142403 A1 DE 3142403A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
rolled
continuous annealing
cold
steel
temperature
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
Application number
DE19813142403
Other languages
English (en)
Other versions
DE3142403C2 (de
Inventor
Osamu Nozoe
Masataka Fukuyama Hiroshima Sakoh
Takayoshi Shimomura
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
Nippon Kokan Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Kokan Ltd filed Critical Nippon Kokan Ltd
Publication of DE3142403A1 publication Critical patent/DE3142403A1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE3142403C2 publication Critical patent/DE3142403C2/de
Granted legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold 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
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0478—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 involving a particular surface treatment

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

Kontinuierliches Glühverfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten und niedrig gekohlten Stahlblechs mit guter Tiefziehfähigkeit und Alterungsbeständigkeit
Für kaltgewalztes Flußstahlblech, das für Karosserien von Kraftfahrzeugen vorgesehen ist, wird hauptsächlich kistengekühlter Al-beruhigter Stahl mit Rücksicht auf die sich im Zusammenhang mit Preßformbarkeit und Alterungsbeständigkeit (Auftreten von Ziehriefen und dergl. durch Altern)ergebenden Probleme verwendet. Da das Kistenglühen langsamen Erwärmens und langsamen Abkühlens bedarf, wird beträchtliche Zeit benötigt, wodurch die Produktivität beeinträchtigt wird. Im Hinblick auf diese Umstände wurde ein kontinuierliches Glühverfahren zur Erzeugung einer guten Ziehfähigkeit vorgeschlagen, wobei sich dieses Verfahren durch hohe Produktivität auszeichnet.
Im allgemeinen ist das kontinuierliche Glühen dadurch gekennzeichnet, daß schnell erwärmt und schnell gekühlt wird. Jedoch bleibt wegen des schnellen Kühlens nach dem kontinuierlichen Glühen im Vergleich zu Kistenglühen mit langsamer Abkühlung viel gelöster Kohlenstoff. Dementsprechend weist das Endprodukt Nachteile hinsichtlich Härte und geringer Alterungsbeständigkeit auf. Als Gegenmaßnahme zur Absenkung des verbleibenden gelösten C wird beim kontinuierlichen Glühen ein erwärmter und dauergeglühter Stahl schnell abgekühlt (mögliche Abkühlung durch Abschrecken mit Wasser, Kühlen durch Walzen, Abschrecken mit kochendem V/asser oder Gasstrahlabkühlung), worauf der Stahl bei Temperaturen von 300 bis 5000C für eine bestimmte Zeit
-3-
gehalten wird, um übersättigtes C auszuscheiden. Trotzdem derart schnell gekühlt und lange gealtert wird, verbleibt unvermeidbar gelöstes C im Endprodukt, da die Abkühlung nach der Überalterungsbehandlung schnell erfolgt. Dies verursacht eine schlechte Alterungseigenschaft. Obgleich der kontinuierlich geglühte Stahl unmittelbar nach seiner Herstellung die gleichen mechanischen Eigenschaften wie kistengeglühter Al-beruhigter Stahl hat, traten doch häufig beim Preßverformen nach mehreren Monaten Defekte, wie Risse, Einschnürungen oder Ziehriefen,aufgrund der Verschlechterung durch das Altern oder Rückkehr der StreckgrenzenerStreckung auf. Es wurden Vorschläge gemacht, derartige Defekte beim kontinuierlichen Glühverfahren zu steuern. Beispielsweise wurde vorgeschlagen, C im geschmolzenen Stahl beträchtlich zu reduzieren (Japanische ' Offenlegungsschrift No. 58 333/80) oder Carbid- oder Nitridformer, wie Ti oder Zr, zuzugeben (Japanische Patente No. 31 531/75 und No. 3 884/77). Diese Maßnahmen ergeben jedoch immer noch Probleme hinsichtlich Massenproduktion anstelle von kistengeglühtem Al-beruhigtem Stahl aufgrund hoher Kosten oder anderer Faktoren bei der laufenden Produktion von extrem niedrig gekohltem Stahl und Zugabe von Carbid- oder Nitridformern.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein kontinuierliches Glühverfahren für die Herstellung von kaltgewalztem Flußstahl vorzuschlagen, bei dem man hervorragende Tiefziefähigkeit und Alterungsbeständigkeit, wie beim herkömmlichen kistengegelühtem Al-beruhigten Stahl erhält.
. Diese Aufgabe wird nach der Erfindung dadurch gelöst, daß die chemische Zusammensetzung des Stahls in bestimmter Weise eingestellt und der Warmbehandlungsablauf des kontinuierlichen Glühens gesteuert wird.
Fig. 1
10
Fig. 2
15
Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Zeichnung beispielsweise näher erläutert. Es zeigen:
in einer graphischen Darstellung den Verlauf der Abschrecktemperatur beim kontinuierlichen Glühen in Abhängigkeit vom C-Gehalt, Fließgrenze (YP) und Alterungsindex (AI), und
in einer graphischen Darstellung die Änderung der mechanischen Eigenschaften durch Alterungsbeschleunigungsversuche bei einer Temperatur von 38°C zwischen erfindungsgemäßem Stahlmaterial und herkömmlichem.
· Das erfindungsgemäße Verfahren weist folgende Merkmale auf: Brammenformung oder Brammenherstellung durch Stranggießen von schmelzflüssigem Stahl, der 0,01 bis 0,03% G, 0,05 bis 0,3054 Mn, 0,020 bis 0,100% gelöstes Al und nicht mehr als 0,0050Ji) N enthält,
Finish- bzw. Fertigwarmwalzen bei Temperaturen von mehr als 8300C,
Entzundern nach Aufwickeln bei mehr als 6500C, Kaltwalzen bei einer Kaltreduktion von mehr als 60%, und darauffolgend in einem kontinuierlichen Glühvorgang durch Glühen bzw. Dauerglühen des kaltgewalzten Stahls bei Temperaturen, die über dem A-,-Umwandlungspunkt und unter dem Α,-Umwandlungspunkt liegen, für mehr als 10 Sekunden, Abkühlen von einer Temperatur über 6500C mit einer Abkühlrate von mehr als 200°C/s, und
Durchführen einer Uberalterungsbehandlung am Stahlblech.
Es kann auch 0,0005 bis 0,0050% B der Stahlschmelze zugegeben und die kontinuierliche Glühbehandlung im gleichen Ablauf, wie vorher angegeben, durchgeführt werden.
Zur Auslegung der chemischen Zusammensetzung ist folgendes zu bemerken.
0,01 Ms 0,03% C: Dies ist ein wichtiger Bestandteil, wie auch die Ausgangstemperatur beim schnellen Abkühlen während des kontinuierlichen Glühens. Die Fig. 1 zeigt die Beziehung zwischen C-Gehalt, Streck- bzw. Fließgrenze und Alterungsindex des Endprodukts. Im Bereich von 0,01 bis 0,03% ist die Fließgrenze minimal, und der Alterungsindex sinkt schnell bei = 0,01% C und wird konstant. Jedoch ist C bei 4 0,015ό vollständig gelöst, und wenn der Stahl bei einer Temperatur von mehr als 6500C abgeschreckt würde, würde kein Martensit erzeugt und übersättigtes gelöstes C niedrig im Vergleich mit C = 0,01%. Wenn die Überalterungsbehandlung ausgeführt würde, würde übersättigtes gelöstes ■ C nicht vollständig ausgeschieden, so daß die Alterungsbeständigkeit verschlechtert wird und die Fließgrenze bzw. der Fließpunkt hochliegt. Wird der Stahl bei C > 0,03% von der hohen Temperatur in Wasser abgeschreckt, so würde viel Martensit erzeugt, so daß die Alterungsbeständigkeit verbessert wird, jedoch das Festigkeitsniveau stark erhöht und die Formbarkeit bzw. Ziehfähigkeit in nachteiliger Weise verringert wird. Berücksichtigt man deshalb die Alterungsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften nach der Herstellung, so liegt der bevorzugte Bereich von C bei 0,01 bis 0,03%, wobei Martensit in diesem Bereich den für beide Eigenschaften am meisten geeigneten Anteil hat.
0,05 "bis 0,30% Mn: Ein niedriger Wert ist besser für die Herstellung von weichem Material, cjecloch liegt die untere Grenze bei 0,05% hinsichtlich Oberflächeneigenschaften und Warmsprödigkeit. Mehr als 0,30% Mn machen den Stahl hart und verschlechtern die Tiefziehfähigkeit.
0,020 bis 0,100% gelöstes Al: Dies ist der Bereich von gewöhnlichem.Al-"beruhigtem Stahl. Wenn gelöstes Al <0,020% wäre, -würde AlN "bei der Ausscheidung verzögert, und das Wachstum von Ferritkörnern würde unbefriedigend. Wenn die Ausscheidung auftritt, wird die Perritkorngröße fein. Andererseits verursacht J> 0,100% gelöstes Al hohe Kosten und macht das Endprodukt eher hart wegen des Härtens der . festen Lösung.
Nicht mehr als 0,005% N: Je niedriger desto besser, und der maximale Wert ist 0,0050%. Bei einem höheren Wert als 0,0050% wird viel AlN ausgeschieden und das Material hart.
0,0005 bis 0,0050% B: Dieser Zusatz dient zum Einstellen der Kristallkörner beim Warmwalzen. Ein Zusatz in diesem Bereich hindert das Wachstum der Körner durch feine B-Ausfällung und dient dazu, daß die Körner im warmgewalzten Blech Durchmesser haben, die für die Tiefziehfähigkeit des Endproduktes vorteilhaft sind. Bei einem Wert < 0,0005% könnte der Einfluß von B nicht aufgezeigt werden, und bei einem Wert ^> 0,0050% wird Sprödigkeit erzeugt und es ergeben sich Risse an den Kanten der Bramme. Das Endprodukt wird hart und die Verformbarkeit verschlechtert.
Erfindungsgemäß wird ein? Bramme aus einer Stahlschmelze hergestellt, deren chemische Zusammensetzung, wie zuvor angegeben, eingestellt wurde. Beim Warmwalzen liegt die Endtemperatur über 8300C, und wenn sie unter dieser Temperatur läge, würde der r-Wert abgesenkt. Die Walztemperatur liegt über 65O0C zur Vervollständigung der AIN-Ausfällung und Kohäsion. Der warmgewalzte Wickel wird bei einer Kaltreduktion von mehr als 60% kaltgewalzt, nachdem gebeizt oder mechanisch entzundert wurde. Beim kontinuierlichen Glühen wird der Stahl bis auf den Bereich (ςχ + )Λ ) erwärmt, der über dem A1-Umwandlungspunkt, jedoch unter dem Α-,-Umwand.-
3H2403
lungspunkt liegt. Er wird für mehr als 10 Sekunden auf dieser Temperatur gehalten, um die Rekristallisation zu vervollständigen, worauf von einer Temperatur über 65O°C mit einer Abkühlrate von mehr als 200°C/s schnell abgekühlt und das Blech überaltert wird, indem es auf einer Temperatur zwischen 300 und 5000C für mehr als 30 Sekunden gehalten wird, so daß übersättigtes gelöstes C ausgefällt wird.
Das augenblicklich bzw. sofort durchgeführte kontinuierliche Glühen ist dadurch gekennzeichnet, daß durch schnelles Abkühlen von dem Bereich (O( + jf) Martensit erzeugt wird. Von hochzugfestem Stahlblech ist es bekannt, daß die Koexistenz von Ferrit und Martensit das Altern bei Raumtemperatur beträchtlich unterdrückt. Erfindungsgemäß wurde gefunden, daß durch Kombination des optimalen C-Bereichs
20■ und der Starttemperatur beim schnellen Abkühlen Martensit in geeigneter Weise verteilt wird, so daß man ein Produkt mit guter Alterungsbeständigkeit und hervorragenden mechanischen Eigenschaften erhält. Der Grund für die Auslegung der Starttemperatur über 65O°C und der Abkühlrate von mehr als 200°C/s liegt darin, daß Martensit nicht erzeugt würde, wenn man außerhalb dieses Bereichs im erfindungsgemäßen C-Bereich arbeiten würde.
Wenn die Erwärmungs-Durchglühtemperatur beim kontinuierliehen Glühen über dem Α,-Umwandlungspunkt liegt, wird das Gefüge regellos bzw. willkürlich strukturiert, wodurch die Tiefziehfähigkeit und die gesamte Dehnung schnell verringert werden. Liegt sie unter dem Α,-Umwandlungspunkt, so wird die Ferritkorngröße bei höheren Temperaturen größer, wodurch das Material weicher und die Tiefziehfähigkeit dementsprechend erhöht wird.
Wenn das schnelle Abkühlen von einer Starttemperatur ausgeht, die niedriger als 6500C liegt, tritt Martensit nicht
:..: .:. 3U2403
auf, und das Mikrogefüge wird Ferrit+Austenit, so daß eine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit nicht vorhergesagte werden könnte. Liegt die Starttemperatur über 65Ö°C, so tritt Martensit auf und die Alterungsbeständigkeit könnte verbessert werden. Wenn das' Abkühlen von einer höheren Temperatur, wie 7500C, begonnen wird, wird das Material mehr oder weniger hart. Deshalb liegt der bevorzugte Bereich der Starttemperatur für das schnelle Abkühlen zwischen 650°C und 750°C.
Beispiel 1
Stahl mit der in Tabelle 1 wiedergegebenen chemischen Zusammensetzung wurde durch Stranggießen zu einer Bramme ge-
2Q formt. Beim Warmwalzen wurde die Bramme bei 8700C fertiggewalzt, worauf man ein Band von 2,8 mm erhielt, das bei 7000C aufgewickelt wurde. Vom Mittelabschnitt des warmen Bandes wurde eine Probe genommen, die im Labor durch Beizen mit Salzsäure entzundert wurde. Mit einem Labor-Kalt-
P_ walzgerüst wurde die Dicke durch Kaltwalzen auf 0,8 mm verringert (71,4% Kaltreduktion). Der Simulationsversuch für das kontinuierliche Glühen wurde im Salzbad durchgeführt. Beim kontinuierlichen Glühen wurde auf 8500C erwärmt, die Temperatur 1,5 Minuten lang gehalten, die Probe aus dem Salzbad genommen, mit Luft gekühlt, in einem Wasserstrahl mit der Temperatur von 75O°C (A), 65O°C (B) und 5500C (C) abgeschreckt, bei 3500C für 2 Minuten überaltert und mit dem Labor-Kaltwalzgerüst bei einer Reduktion von 1,0% vergütet bzw. oberflächengewalzt. Die Fig. 1 zeigt
__ das Versuchsergebnis und die mechanischen Eigenschaften. .55
3H2403
Tabelle
No.
Sl
(Gew.{ Chemisehe Zusammensetzung %) ι
1 10.005 j 0.0
M rf
! N
0.21 10.012 ι 0 016 ! 0.0055
1 4 4
Solhl
0.065
2 ,0.006 0.02 iU.27 ,0.014 0.016:0.0057 0.056
1
0.009 10.01 i 0.2 2 j 0.01 2 , 0 01 5 , 0.004
0.012,0.02 iO.20 !0.015 10.014 0.0048
4-H
0.04 5
0.0 4 5 erf indüngs gem.
I 5 0.015 .0.02 : 0.2 5 '0.015 . 0.01 5 0.00261 0.055 : I I I I
Stahl
6 j 0.01 8'.0.01 j 0.1 8 ; 0.011 ! 0.021 ,0.0029 I
04 2
7 [0020 0.01 !0.16 10.010 "? 0.01 0 0.0Ό20 0,0 68" i " ·■-
"~τ"" "Ί ~Ί~" Γ Γ." ·" L~ _"7τ~7Ί Ι "
8 0.025
0.02 j026 0.01 0 ' 0.021
0.0055 I 0.052
ι . ' ■ " Γ I
9 -10.050 jO.01 Ό.20 0.011 ."0020 ,0.0054 I ι ; t
10
0.04
0.02 j0.15 10.014 0.017 0.0057 0.044
Beispiel 2
Stahl- mit der chemischen Zusammensetzung wie in Tabelle 2 wurde durch Stranggießen zu einer Bramme geformt. Die Bramme wurde warmgewalzt mit einer Endtemperatur von 8700C, worauf bei 7000C aufgewickelt wurde (Enddicke 2,8 mm). Der so warmgewalzte Wickel wurde durch Beizen mit Salzsäure entzundert und auf eine Dicke von 0,8 mm mit einem Tandemgerüst kaltgewalzt. Das kontinuierliche Glühen wurde unter den in Tabelle 3 wiedergegebenen Bedingungen durchgeführt. Die Geschwindigkeit betrug 100 m/min. Nach dem"Erwärmen-Durchglühen wurde der Stahl mit
-ν-
Wasser von den in Tabelle 3 wiedergegebenen Glühtemperaturen abgeschreckt. Nach dem Beizen, Neutralisieren, Waschen und Trocknen wurde die Überalterungsbehandlung zwischen 4000C und 3000C durchgeführt, worauf mit einer Reduktionsrate von 0,8 bis 1,0% vergütet bzw. oberflächengewalzt wurde. Das Material wurde untersucht, und die Ergebnisse sind in Tabelle 3 wiedergegben.
Tabelle
ί
JNo.
l . 		Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) . C Si 0.02
I 		Mn P ■ S ' N 3 eg. A/= B - !
I
Ί
! iv
I		 0.005 0.01 0.17 0.012 0.015 0.0028 0.048 — ■ I ι
- Λ .' ,1
:'i2
I 		0 015 Ό.0 2 015 0.014 0.01 8 0.0 025 0.05 7 — erf .:gem,
Stahl
i1i 0.022 0.01
 0.20 0.010 0.015 00031 0.055 t —
In
I		 0.044 0.01 0.14 0.011 0.012 0.00 27 0.050 "
I.
15
i 		0.02 5
■		 0 01 0.41 0.019 Ί
0.017		 •
0.0027		 0.044
1
. 16		 0:018 ι 0 02 0.18 0.012

0.011		 0.018
I 		0.00 58 0.0 56
0.061		 erf.gem.
0.00 2 2 istahl
17
ι., . ..		 0.02 0 0.15 002 0 0.0 05 5
Tabelle
A B C YP TS El
<*> 		AI r * ■
erfindun
t
No.		 850 V
750 1C
I 		650 C
650 C		 17.8
18.4		 29.5
50.2		 50.5
50.5		 53
5.6		 178
164		 Il
11A
ι i
11B		 750 Ό 18.5 514 4 8.5 16 17 5 Il
12A 850 Ό 650 C 17.9 511 49.2 175 Il
12B 850 C 650 C 18.1 515 48.8 •1.4 1.75
15A 750 C 650 C • 18.7 52.0 48.1 16 167
15B 700 C 550 C 204 52Β 46.2 4.1 152
ISC 850 C 650 C 21.5 54.6 45.3 1.5 148
•14 A 850 £ ! 650 C 20.5 55.7 4 5.8 ί 1·8 154 erfindu
• Sta
15 A 850 C 650 Ό 20.6 55.6 44.7 2.0 Γ
1.57
16A 850 C· 650 τ:
ι		 17.6 ' 50.7 47.8 19 1.69
17A
A: Bedingungen des kontinuierliohen Glühens,
B: Temperaturen beim Erwärmen
C: Temperaturen beim Abschrecken YP: Streckgrenze TS: Zugfestigkeit El: Dehnung AI: Alterunßsindex
-η-
Beispiel 3 /
Um das Alterungsverhalten bei den Proben nach Beispiel 2
zu untersuchen, wurden Alterungsbeschleunigungsversuche
bei 380C anhand der Proben 11A, 12A, 13A und 13B in Ta-
belle 3 durchgeführt. Die Fig. 2 zeigt die Änderungen der ;
mechanischen Eigenschaften durch die Alterungsbeschleuni- ;
gungsversuche bei 380C. \
Wie aus Beispiel 1 ersichtlich ist, sind die mechanischen
Eigenschaften nach dem Vergütungswalzen im Bereich von
0,01 bis 0,03%C sehr gut. Bei C = 0,01# zeigt der Alterungsindex für die Abschätzung der Alterungsbeständigkeit = einen niederen Wert. Beim Warmbehandlungszyklus des kon- ■-tinuierlichen Glühens wird der Alterungsindex durch Erwär- ;■ men über den A1-Umwandlungspunkt und schnelles Abkühlen r
von dieser Temperatur offensichtlich abgesenkt. f
In Abhängigkeit vom geeigneten Bereich des C-Gehalts und ■
des Warmbehandlungsablaufs des kontinuierlichen Glühens !
konnte bestätigt werden, daß kaltgewalztes Stahlblech mit '
^5 den gleichen mechanischen Eigenschaften, wie kistengeglüh- ; ter Al-beruhigter Stahl tatsächlich durch ein kontinuier- έ liches Glühverfahren auch in industriellem Maßstab hergestellt werden kann, wie Beispiel 2 zeigt. Das erfindungs- !; gemäß kontinuierlich geglühte Material zeigt keinerlei Γ
Rückkehr der Fließgrenzendehnung bei den Testergebnissen Γ
der Alterungsbeschleunigung bei J>8°C in 16 Tagen (3S°C in !
16 Tagen entspricht etwa 200C auf 4 Monate). Deshalb kann \
man einen derartigen Stahl tatsächlich als nichtalternd I
bezeichnen. . . t
· Γ
Leerseite

Claims (2)

Dr. F. Zumstein sen. - Dr. E. Aesfiadnn .-:Pr0..R."koen^sberger Dipl.-Ing. F. Klingseisen - Dr. F. Zumstein jun. PATENTANWÄLTE ZUGELASSENE VERTRETER BEIM EUROPÄISCHEN PATENTAMT REPRESENTATIVES BEFORE THE EUROPEAN P AT E N T O F F I C E 4Ö/Li P-81Ö19-619 NIPPON KOKAN KABUSHIKI KAISHA, Tokyo,Japan Kontinuierliches Glühverfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten Stahlblechs mit guter Tiefziehfähigkeit und Alterungsbeständigkeit
1.. Kontinuierliches Glühverfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten und niedriggekohltem Stahlblechs mit guter Tiefziehfähigkeit und Alterungsbeständigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß eine Bramme aus Stahl mit 0,01 bis 0,03% Cj- 0,05 bis 0,30% Mn, 0,020 bis 0,100% gelöstes Al, nicht mehr als 0,0050% N und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen hergestellt wird,
daß die Bramme bei einer Temperatur von mehr als 8300C ' warmgewalzt, nach dem Aufwickeln des warmgewalzten Bandes kaltgewalzt und in einem kontinuierlichen Glühvorgang der Stahl für mehr als 10 Sekunden auf einer Temperatur zwi-. sehen dem A1- und dem Α,-Umwandlungspunkt gehalten, danach von einer Temperatur über 6500C bei einer Abkühlrate von mehr als 200°C/s abgekühlt und überaltert wird, indem der Stahl für mehr als 30 s auf einer Temperatur von 300 bis 5000C gehalten wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß-0,0005 bis 0,0050% B dem Stahl zugesetzt werden.
DE19813142403 1980-10-24 1981-10-26 "kontinuierliches gluehverfahren zur herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten stahlbleches mit guter tiefziehfaehigkeit und alterungsbestaendigkeit" Granted DE3142403A1 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP55148293A JPS5773132A (en) 1980-10-24 1980-10-24 Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE3142403A1 true DE3142403A1 (de) 1982-07-08
DE3142403C2 DE3142403C2 (de) 1990-01-25

Family

ID=15449528

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE19813142403 Granted DE3142403A1 (de) 1980-10-24 1981-10-26 "kontinuierliches gluehverfahren zur herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten stahlbleches mit guter tiefziehfaehigkeit und alterungsbestaendigkeit"

Country Status (9)

Country Link
US (1) US5405463A (de)
JP (1) JPS5773132A (de)
BE (1) BE890862A (de)
CA (1) CA1188605A (de)
DE (1) DE3142403A1 (de)
FR (1) FR2492843B1 (de)
GB (1) GB2086425B (de)
NL (1) NL8104817A (de)
SE (1) SE450390B (de)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6052527A (ja) * 1983-08-31 1985-03-25 Nippon Steel Corp 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法
JPS6082615A (ja) * 1983-10-11 1985-05-10 Kawasaki Steel Corp 絞り加工性の良好な薄鋼板の製造方法
JPH0689396B2 (ja) * 1988-09-20 1994-11-09 株式会社神戸製鋼所 薄肉ｔバーの製造方法
JPH03173717A (ja) * 1989-12-01 1991-07-29 Nisshin Steel Co Ltd プレス成形性に優れた銅系ろう付け用冷延鋼板の製造方法
JP2776203B2 (ja) * 1993-06-17 1998-07-16 住友金属工業株式会社 常温非時効性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP2000026921A (ja) * 1998-07-09 2000-01-25 Nkk Corp 連続焼鈍による缶用表面処理鋼板の原板の製造方法
FR2795740B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
FR2795741B1 (fr) 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
TW565621B (en) * 2000-05-26 2003-12-11 Jfe Steel Corp Cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability property and method for producing the same
BE1013580A3 (fr) * 2000-06-29 2002-04-02 Centre Rech Metallurgique Procede pour la fabrication d'une bande d'acier laminee a froid a haute resistance et haute formabilite.
BE1015018A3 (fr) * 2002-07-02 2004-08-03 Ct Rech Metallurgiques Asbl Procede pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminee a froid, procede de fabrication d'une bande d'acier adaptee au fromage et bande d'acier ainsi obtenue.
US7071407B2 (en) * 2002-10-31 2006-07-04 Emcore Corporation Method and apparatus of multiplejunction solar cell structure with high band gap heterojunction middle cell
FR2850671B1 (fr) * 2003-02-05 2006-05-19 Usinor Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue
JP4551694B2 (ja) * 2004-05-21 2010-09-29 株式会社神戸製鋼所 温熱間成形品の製造方法および成形品
US11236427B2 (en) 2017-12-06 2022-02-01 Polyvision Corporation Systems and methods for in-line thermal flattening and enameling of steel sheets
CN109022717A (zh) * 2018-08-21 2018-12-18 石家庄钢铁有限责任公司 一种在线连铸坯表面强化淬火处理装备系统和工艺
CN115181840A (zh) * 2021-04-02 2022-10-14 宝山钢铁股份有限公司 780MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热处理制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4145235A (en) * 1972-12-28 1979-03-20 Nippon Steel Corporation Process for producing cold rolled steel sheet and strip having improved cold formabilities
DE3003489A1 (de) * 1979-02-02 1980-08-14 Nippon Steel Corp Verfahren zur herstellung von kaltgewalzten stahlblechen

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2056313B2 (de) * 1969-11-14 1972-11-09 Nippon Kokan K.K., Tokio Kontinuierliches Anlaßverfahren für kaltgewalztes, tiefziehfähiges Band
JPS5413403B1 (de) * 1971-03-27 1979-05-30
FR2179008B1 (de) * 1972-04-03 1975-12-26 Nippon Steel Corp
JPS5338690B2 (de) * 1972-11-20 1978-10-17
JPS5226313A (en) * 1975-08-25 1977-02-26 Nippon Kokan Kk <Nkk> Manufacturing process of cold roled steel sheets of low yielding point by continuous annealing
JPS54135616A (en) * 1978-04-12 1979-10-22 Nippon Steel Corp Manufacture of cold rolled steel plate with superior formability
JPS6044376B2 (ja) * 1978-10-21 1985-10-03 新日本製鐵株式会社 非時効性で、かつ深絞り加工性の優れた連続熱処理による冷延鋼板の製造方法
JPS5577910A (en) * 1978-12-08 1980-06-12 Nippon Steel Corp Manufacture through continuous annealing of cold rolled steel sheet for drawing work
JPS5849622B2 (ja) * 1979-01-10 1983-11-05 新日本製鐵株式会社 連続焼鈍による超深絞り用冷延鋼板の製造法
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
JPS5684443A (en) * 1979-12-14 1981-07-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> High tensile cold rolled steel plate excellent in press moldability and denting resistance and its manufacture

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4145235A (en) * 1972-12-28 1979-03-20 Nippon Steel Corporation Process for producing cold rolled steel sheet and strip having improved cold formabilities
DE3003489A1 (de) * 1979-02-02 1980-08-14 Nippon Steel Corp Verfahren zur herstellung von kaltgewalzten stahlblechen

Also Published As

Publication number Publication date
JPS5773132A (en) 1982-05-07
BE890862A (fr) 1982-02-15
GB2086425A (en) 1982-05-12
NL8104817A (nl) 1983-05-02
FR2492843B1 (fr) 1987-07-10
SE450390B (sv) 1987-06-22
FR2492843A1 (fr) 1982-04-30
GB2086425B (en) 1984-08-08
DE3142403C2 (de) 1990-01-25
SE8106352L (sv) 1983-04-29
US5405463A (en) 1995-04-11
CA1188605A (en) 1985-06-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60214086T2 (de) Hochduktiles Stahlblech mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung sowie Verfahren zu dessen Herstellung
DE102012002079B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
DE60125253T2 (de) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften
EP3027784B1 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
DE3142403A1 (de) &#34;kontinuierliches gluehverfahren zur herstellung eines kaltgewalzten und niedriggekohlten stahlbleches mit guter tiefziehfaehigkeit und alterungsbestaendigkeit&#34;
DE102012013113A1 (de) Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
EP2094876B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten dualphasenstahl
DE19610675C1 (de) Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE3401406A1 (de) Verfahren zur herstellung von stahlplatten mit hoher zugfestigkeit
EP3320120A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
DE102014017275A1 (de) Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102011117572A1 (de) Höherfester Mehrphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
DE102014017273A1 (de) Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE1558720B1 (de) Verfahren zur herstellung eines kalt gewalzten stahlbleches mit ausgezeichneter tiefziehfaehigkeit und duktilitaet
DE3221840C2 (de)
DE2942338A1 (de) Verfahren zur herstellung von alterungsbestaendigem kaltgewalztem stahlband
DE10102932C1 (de) Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Bandes oder Bleches aus Stahl und nach dem Verfahren herstellbares Band oder Blech
DE2557450C3 (de) Verfahren zur kontinuierlichen Wärmebehandlung von Bändern für die Herstellung von Weiß- oder Schwarzblech aus unberuhigtem Stahl
DE2263431A1 (de) Kaltgewalztes stahlblech fuer pressverformung
DE2953072C1 (de) Verfahren zur Herstellung von hochfestem,kaltgewalztem Stahlblech mit verbesserter Pressformbarkeit
DE60028875T2 (de) Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlbleches zum tiefziehen
DE102022125128A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und entsprechendes Stahlband

Legal Events

Date Code Title Description
8110 Request for examination paragraph 44
D2 Grant after examination
8380 Miscellaneous part iii

Free format text: SEITE 5, ZEILE 9 "ALUMINIUMKOHLENSTOFF" AENDERN IN "ALUMINIUM"

8364 No opposition during term of opposition