EP0524162B1 - Procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux - Google Patents

Procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux Download PDF

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EP0524162B1
EP0524162B1 EP92870104A EP92870104A EP0524162B1 EP 0524162 B1 EP0524162 B1 EP 0524162B1 EP 92870104 A EP92870104 A EP 92870104A EP 92870104 A EP92870104 A EP 92870104A EP 0524162 B1 EP0524162 B1 EP 0524162B1
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temperature
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Pierre Messien
Jean-Claude Herman
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Centre de Recherches Metallurgiques CRM ASBL
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Publication of EP0524162A3 publication Critical patent/EP0524162A3/fr
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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a strip thin mild steel, i.e. with a lower carbon content 0.2%, and preferably less than 0.1%.
  • the thin strip has a thickness less than or equal to 2 mm.
  • a thin strip, coated or not is used in particular in automobile bodywork and in household appliances.
  • the strip of the invention can be used for example for the manufacture of tinplate.
  • a hot rolled, ductile and formable strip we use usually a continuously cast mild steel slab, the thickness of which is generally between 150 mm and 300 mm. After it solidifies, the slab is loaded into a reheating oven where it is homogenized at a high temperature, generally above 1000 ° C, before being hot rolled. Before reheating the homogenization, the slab may have been cooled to a relatively low temperature, possibly go to room temperature; we then put in the oven says cold. The solidified slab may also have been cooled only up to an intermediate temperature, for example between 600 ° C and 900 ° C; in this case, we practice the so-called hot charging in the oven reheating.
  • the slab may have only been cooled partial, up to a temperature which remains above 1000 ° C, and which is preferably between 1000 ° C and 1200 ° C; in that case, the slab is ready to be laminated directly, without going through an oven reheating.
  • the slab is rolled at high temperature in a coarse rolling mill, in order to produce a blank having a thickness generally between 20 mm and 40 mm.
  • This blank is then rolled in a hot finishing train until the desired final thickness, most often between 1.5 mm and 4 mm.
  • the rolled strip On leaving the hot finishing train, the rolled strip generally has a temperature above 850 ° C, in the case of mild steels.
  • the tape is finally cooled on the finishing train output table, then it is wound to a temperature generally equal to or higher than 550 ° C.
  • This conventional hot rolling practice makes it possible to manufacture a strip hot, ductile and formable, perfectly recrystallized, which can be used directly after pickling or which can be subsequently cold rolled and subjected to recrystallization annealing to produce a thin strip when cold.
  • a second cold rolling step may then be necessary to give the thin strip the required mechanical characteristics.
  • This manufacturing cycle cold is frequently called "double cold reduction treatment" by reference the two cold rolling operations.
  • EP-A-0 194 118 discloses a method for manufacturing a thin strip of formable low carbon steel having high resistance to ripple. This process consists of rolling the low carbon steel with a deformation rate which is not less than 300 ° -1 in a temperature range of 800 ° C-300 ° C in at least one pass and then recrystallizing the laminated strip. No cold rolling is planned.
  • the thin slab is homogenized at a temperature below 1100 ° C while remaining in the austenitic domain.
  • the slab is then hot rolled, in austenite, in a strip having a thickness of between 2 and 5 mm. After cooling to a temperature such that at least 75% of its structure is transformed into ferrite, but higher than 300 ° C, the strip is laminated with a thickness reduction of at least 25% and a rolling speed lower than 1000 m / min.
  • the resistance level results from the whole manufacturing process, and in particular the reduction rate of the second operation of cold rolling; this generally does not exceed 50%. Ductility also depends on the reduction rate during the last cold rolling, as well as the sensitivity to aging of the final product.
  • a first method consists in limiting the heating temperature of the slabs at a level such that the dissolution of the nitride AlN does not occur not.
  • the disadvantage of this method is that it no longer guarantees hot rolling entirely in the austenitic area, which inevitably leads to heterogeneous structures and irregularities in the dimensions of the hot strips.
  • the winding temperature of the hot strips can be increased above 700 ° C, so as to precipitate in the form of the nitride AlN all the nitrogen previously dissolved during the initial reheating.
  • too high winding temperatures lead to heterogeneities along and across strips as well as forming a oxide layer of excessive thickness.
  • winding temperatures close to 700 ° C give rise to the formation of cementite very coarse, which deteriorates the surface condition of very thin products.
  • the current procedure therefore results from a compromise considered until present as optimal: the slabs are heated to a sufficient temperature to carry out hot rolling entirely in the austenitic area, and the strips are hot-rolled at a temperature of 550 ° C. at 650 ° C so as to precipitate part of the nitrogen in the form of nitride AlN without coalescence of the cementite beyond of a certain size.
  • the present invention provides a method which overcomes the various drawbacks aforementioned and to manufacture a hot rolled strip free from defects and perfectly homogeneous and whose thickness is equal to or less than 2 mm from of a continuously cast slab whose thickness is between 150 and 300 mm.
  • the hot strip obtained by the process of the invention has the quality of embossing, which is all the more desirable as the thickness of the strip is reduced and approaches the usual range of thickness for a cold rolled strip.
  • the present invention also provides a method of manufacturing a non-aging cold rolled strip, the dimensional tolerances of which are strictly observed and in which the cementite is finely dispersed.
  • the position and extent of the ferritic range of a steel depends in particular on its chemical composition, namely in particular its carbon and alloying elements.
  • the temperature of engagement of the finish rolling in the Ferrite can therefore vary depending on the steel used.
  • the IF symbol designates "Interstitial Free" steels, that is to say which do not contain atoms interstitial.
  • the rolling engagement temperature finishing temperature is 800 ° C or less, and is preferably between 750 ° C and 400 ° C.
  • ELC and ULC steels are sensitive to the phenomenon of dynamic aging, well known to specialists; It's about a increased resistance to deformation in certain areas of temperature, due in particular to the presence of atoms of C and N in the steel structure. It is important that rolling in the ferritic phase is so as to avoid significant increases in the burden of rolling, due precisely to this dynamic aging. Indeed, these load increases could lead to mechanical overloads undesirable on the rolling mill stands.
  • the temperature of engagement of the finish rolling is between either 750 ° C and 550 ° C, and preferably between 700 ° C and 600 ° C, or between 450 ° C and 250 ° C, and preferably between 400 ° C and 300 ° C.
  • the purpose of hot rolling finishing in ferritic phase is to produce thin hot strips which have a work hardened structure. Work hardening of these bands should be high, so that the hardness measured on the hot strips is at least equal to half the hardness that we measure on the same strips after cold rolling with reduction rates greater than 50%.
  • the strip hot rolled in ferritic phase which has a hardened structure is then recrystallized.
  • the strip is recrystallized by annealing continuous performed directly after finishing rolling; this annealing can then operate the reduction of rolling oxides.
  • the hot rolled strip is wound and pickled, and then recrystallized either by continuous annealing or by annealing static on reel.
  • An additional variant of the invention consists in making a reel the recrystallization of the hot strip which was work hardened during the rolling in ferritic phase.
  • High winding temperatures necessary to ensure recrystallization can be obtained by adapting the cooling on the outlet table and taking advantage of the temperature increase that occurs in the last cages of the finishing rolling mill. This rise in temperature, caused by the deformation of the strip, is all the more important as the work hardening in the last stands of the finishing mill is high.
  • the work hardening ⁇ carried out during the rolling of the strip in the ferritic phase is preferably greater than 2. It will be recalled that the work hardening ⁇ is defined as the natural logarithm of the ratio between the initial thickness and the final thickness of the product, c is to say
  • the rolling speeds in the ferritic phase are the usual rolling speeds; they are therefore compatible with the possibilities of existing finishing trains.
  • the winding temperatures are determined as a function of the temperatures at the end of rolling in the ferritic phase.
  • the maximum temperatures reached during the direct annealing of the strips hardened are also adapted according to the nature of the steel to ensure the total recrystallization of it.
  • the thin hot strips can then be cold rolled with a reduction rate of at least 20%, to produce thin cold strips of reduced thickness, i.e. less than or equal 1.0 mm, and preferably less than or equal to 0.5 mm. These are then recrystallized by continuous annealing or in coil, to produce quality bands embossing. Cold strips of reduced thickness, i.e. less or equal to 0.5 mm, having a stamping quality can be obtained with cold reduction rates of less than 90% and up to 40%.
  • the finishing rolling is carried out in the ferritic field up to a thickness from 0.5 mm to 2 mm with a finish rolling finish temperature between 750 ° C and 300 ° C, to form a hot strip, the strip is wound hot at a temperature between 650 ° C and 200 ° C, said strip is subjected hot at least one cold rolling step to the desired final thickness, with a total reduction rate less than or equal to 95%.
  • the heating of the slab can here be limited to a temperature such that the nitride AlN is not dissolved.
  • the reheating temperature is between (A c3 + 50 ° C) and 1050 ° C. Furthermore, this temperature is sufficient to avoid reheating in the intercritical phase, that is to say austenitic + ferritic, or in the ferritic phase, which would lead to the formation of very coarse cementite on the hot-rolled strip.
  • the roughing rolling is carried out in the austenitic field, to form a blank whose thickness varies according to the thickness of the final product to be manufactured.
  • the thickness of the blank is between 20 mm and 50 mm.
  • the cooling rate conditions, in known manner, the size of the ferritic grain, the size and the dispersion of the islets of cementite or islets of residual austenite. We therefore carry out a accelerated cooling of the blank, in order to obtain a fine cementite and dispersed and therefore a homogeneous ferritic structure.
  • the duration of this cooling is advantageously less than 30 seconds.
  • This duration depends on the temperature to which the blank has been cooled. and that will be the start temperature of the finish rolling in the field ferritic. Depending on the value of this temperature, a finely dispersed residual ferrite + austenite mixed structure or a ferritic structure containing finely dispersed cementite.
  • the strip is cooled while hot to the temperature of winding. This is preferably between 750 ° C and 200 ° C.
  • the thin hot strip is then cold rolled, usually in half operations separated by continuous annealing or continuous coil, up to a final thickness of less than 0.50 mm, and preferably less at 0.20 mm.
  • the thickness of the strip is reduced to less than 0.5 mm, and preferably to less than 0.35 mm, with a reduction rate of less than 90%.
  • the second cold rolling operation gives the strip its thickness and its final properties, with a reduction rate of less than 50% and preferably less than 30%.
  • a first series of examples illustrate the improvements in properties hot strips obtained by the process of the invention.
  • Example 1 relates to thin hot strips of ULC-Ti steel.
  • Table 1 The data relating to the tests carried out as well as the properties obtained after direct annealing at 825 ° C for 60 s are shown in Table 1, the columns of which have the following meaning: 1) No. indicates the sample number; 1, 2, 3 are thin hot strips conventionally obtained; 4, 5, 6 are hot strips laminated in the ferritic phase and recrystallized. 2) e (mm) final thickness of the hot strip. 3) T e (° C) belt inlet temperature in the finishing train. 4) T s (° C) exit temperature of the belt of the finishing train. 5) T b (° C) hot strip winding temperature. 6) LUB strip laminated with lubricated (L) or unlubricated (N) cylinders.
  • Example 2 relates to thin ELC steel hot strips. It is illustrated by Table 2, the columns of which have the same objects as in Table 1. In this example, hot strips # 4, 5 and 6 have undergone direct recrystallization annealing at 720 ° C for 60 s.
  • the hot strips produced by the process of the invention have a better ability to deformation than conventional bands: marked improvement in anisotropy coefficients, without decisive modification of the limit of elasticity, breaking load and elongation.
  • Example 3 illustrated by Table 3, relates to cold bands in ULC-Ti and ELC types of steel, cold rolled from strip hot recrystallized. Conditions for direct recrystallization annealing are the same as for the corresponding steel grades presented respectively in Tables 1 and 2.
  • the process of the invention has improved the deformability compared to conventional cold bands: lower yield strength and breaking load, light increased elongation and more favorable anisotropy coefficients.
  • a second series of examples illustrate the manufacture of cold strips.
  • the results obtained are collated in Table 4.
  • this table also includes the results obtained by a prior art method.
  • Example 1 to 5 relate to the invention (+); Example 6 refers to a prior process. 2) T R slab reheating temperature. 3) T D end temperature of roughing rolling. 4) T F end rolling finish temperature. 5) T B hot strip winding temperature. 6) e ch : thickness of the hot strip. 7) e fr1 : thickness of the cold strip after the first cold rolling operation. 8) e fr2 : thickness of the cold strip after the second cold rolling operation. 9) R e (NV): elasticity limit of the non-aged cold strip. 10) R r (NV): non-aged cold strip breaking load. 11) A (NV): elongation of the non-aged cold strip.
  • the cold strip produced by the process of the invention has been shown to be immune to aging.
  • This characteristic due to the limited heating temperature of the slab, results in remarkable stability of mechanical properties, in particular of the elongation and therefore the ductility of the strip. This result is not not reached the previous process.
  • the ductility is clearly higher by the process of the invention than by the previous process, which promotes the implementation of the cold strip produced according to the invention.
  • Example 4 relates to the specific case of a band which has suffered only one single cold rolling operation from a recrystallized hot strip by continuous direct annealing.
  • the cold strip obtained has also very favorable properties, both with regard to strength as ductility and aging. It thus appears that using a very thin hot strip with a structure hardened, the method of the invention allows, for certain ranges of thicknesses to remove a cold rolling operation without harm the properties of the cold strip obtained.
  • a steel strip hot rolled by the process of the invention is distinguished by the absence of aging, as well as by a very low yield strength and breaking load in the case where the laminated structure in the ferritic domain completely recrystallizes, that is to say if the rolling temperature (T F ⁇ 700 ° C) and / or if the winding temperature (T B ⁇ 550 ° C) are sufficiently high.
  • steel, also not aging is characterized by a ferritic microstructure with elongated grain, partially or completely restored. Whatever the state of the structure of the hot strip, the cementite is finely dispersed there.

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Description

La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux, c'est-à-dire présentant une teneur en carbone inférieure à 0,2 %, et de préférence inférieure à 0,1 %.
Dans le cadre de la présente invention, la bande mince a une épaisseur inférieure ou égale à 2 mm. Une telle bande mince, revêtue ou non, est utilisée notamment en carrosserie automobile et dans les appareils électroménagers. En épaisseur particulièrement faible, c'est-à-dire inférieure à 0,50 mm, la bande de l'invention peut être utilisée par exemple pour la fabrication du fer-blanc.
Pour fabriquer une bande laminée à chaud, ductile et formable, on utilise le plus souvent une brame en acier doux coulé en continu, dont l'épaisseur est généralement comprise entre 150 mm et 300 mm. Après sa solidification, la brame est chargée dans un four de réchauffage où elle est homogénéisée à une température élevée, généralement supérieure à 1000°C, avant d'être laminée à chaud. Avant le réchauffage d'homogénéisation, la brame peut avoir été refroidie à une température relativement basse, pouvant aller jusqu'à la température ambiante; on pratique alors l'enfournement dit froid. La brame solidifiée peut aussi n'avoir été refroidie que jusqu'à une température intermédiaire, comprise par exemple entre 600°C et 900°C; dans ce cas, on pratique l'enfournement dit chaud dans le four de réchauffage. Enfin, la brame pourrait avoir subi seulement un refroidissement partiel, jusqu'à une température qui reste supérieure à 1000°C, et qui est de préférence comprise entre 1000°C et 1200°C; dans ce cas, la brame est prête pour être laminée directement, sans passer par un four de réchauffage.
La brame est laminée à haute température dans un laminoir dégrossisseur, afin de produire une ébauche ayant une épaisseur généralement comprise entre 20 mm et 40 mm. Cette ébauche est ensuite laminée dans un train finisseur à chaud jusqu'à l'épaisseur finale désirée, le plus souvent comprise entre 1,5 mm et 4 mm.
A la sortie du train finisseur à chaud, la bande laminée présente généralement une température supérieure à 850°C, dans le cas des aciers doux. La bande est finalement refroidie sur la table de sortie du train finisseur, puis elle est bobinée à une température généralement égale ou supérieure à 550°C.
Cette pratique conventionnelle du laminage à chaud permet de fabriquer une bande à chaud, ductile et formable, parfaitement recristallisée, qui peut être utilisée directement après le décapage ou qui peut être ultérieurement laminée à froid et soumise à un recuit de recristallisation pour produire une bande mince à froid. Dans le cas particulier des produits ayant une épaisseur finale inférieure à 0,25 mm, une seconde étape de laminage à froid peut ensuite s'avérer nécessaire pour conférer à la bande mince les caractéristiques mécaniques requises. Ce cycle de fabrication à froid est fréquemment appelé "traitement de double réduction à froid" par référence aux deux opérations de laminage à froid.
On connaít, par le document EP-A-0 194 118, un procédé de fabrication d'une bande mince en acier à bas carbone formable et présentant une résistance élevée à l'ondulation. Ce procédé consiste à laminer l'acier à bas carbone avec une vitesse de déformation qui n'est pas inférieure à 300°-1 dans une gamme de températures de 800°C-300°C en au moins une passe et ensuite à recristalliser la bande laminée. Il n'est pas prévu de laminage à froid.
Dans le but de réduire les coûts de production et les frais d'investissement pour la fabrication de ces bandes à chaud et à froid, il a déjà été proposé de couler en continu des brames ayant une épaisseur inférieure à 100 mm. Ces brames minces remplacent en fait les ébauches conventionnelles et elles sont laminées directement jusqu'à l'épaisseur finale des bandes. Cette pratique permet de raccourcir les lignes de production en supprimant le réchauffage intermédiaire et le laminage de dégrossissage. Les bandes à chaud produites à partir de ces brames minces sont le plus souvent laminées dans l'austénite, avec des températures de fin de laminage à chaud supérieures à 850°C.
Un tel procédé est connu notamment par le document EP-A-0 306 706. Selon ce document, la brame mince est homogénéisée à une température inférieure à 1100°C tout en restant dans le domaine austénitique. La brame est ensuite laminée à chaud, dans l'austénite, en une bande ayant une épaisseur comprise entre 2 et 5 mm. Après un refroidissement à une température telle qu'au moins 75 % de sa structure soient transformés en ferrite, mais supérieure à 300°C, la bande est laminée avec une réduction d'épaisseur d'au moins 25 % et une vitesse de laminage inférieure à 1000 m/min.
Les techniques conventionnelles de laminage à chaud qui viennent d'être rappelées permettent de fabriquer des bandes à chaud d'une épaisseur d'au moins 2,0 mm, sans difficulté majeure quant au maintien de la température de fin de laminage au-dessus de 850°C. De telles bandes sont dès lors laminées entièrement dans le domaine austénitique homogène.
Lorsque l'on souhaite fabriquer des bandes laminées à chaud de moindre épaisseur, la chute de température de la bande dans le train finisseur s'accroít rapidement à mesure que l'épaisseur diminue. En pratique, il est dès lors impossible de garantir des températures de fin de laminage élevées, c'est-à-dire supérieures à 850°C, sur toute la longueur et la largeur de la bande, lorsque l'épaisseur de cette bande est inférieure à 2 mm. Dans ces conditions, le laminage de la bande dans le train finisseur à chaud ne peut plus être effectué intégralement, dans toutes les cages, en phase austénitique homogène.
Par ailleurs, on sait qu'un laminage intercritique, c'est-à-dire dans une gamme de températures correspondant à la transformation austénite → ferrite de l'acier, donne lieu à divers inconvénients tels que des hétérogénéités dans les épaisseurs et les propriétés mécaniques des bandes, le non respect des tolérances de fabrication, ou des défauts de recristallisation dus à un écrouissage partiel de la ferrite.
Il n'est dès lors pas possible de fabriquer une bande à chaud de qualité avec une épaisseur inférieure à 2 mm par laminage en phase austénitique homogène, dans les trains finisseurs industriels existant actuellement. Ce manque de qualité affecte aussi bien la bande à chaud que la bande à froid recuite obtenue à partir de cette bande à chaud.
De même, il n'est pas possible de fabriquer un fer blanc de qualité supérieure après double réduction au départ d'une bande à chaud préalablement laminée en phase austénitique homogène. Les propriétés requises d'une bande à froid fabriquée par le traitement de double réduction à froid, rappelé plus haut, sont d'une part la résistance, à savoir la limite d'élasticité et la charge de rupture, et d'autre part la ductilité, représentée essentiellement par l'allongement. L'état de surface constitue également une propriété importante de la bande.
Le niveau de résistance résulte de l'ensemble du processus de fabrication, et en particulier du taux de réduction de la seconde opération de laminage à froid; celui-ci ne dépasse généralement pas 50 %. La ductilité dépend aussi du taux de réduction au cours du dernier laminage à froid, ainsi que de la sensibilité au vieillissement du produit final.
A cet égard, on sait que le vieillissement d'un produit est dû en partie à la présence d'azote soluble, qui précipite au cours du temps et qui provoque une perte de ductilité du produit. Le vieillissement de l'acier peut être combattu par différentes méthodes.
Une première méthode consiste à limiter la température de réchauffage des brames à un niveau tel que la dissolution du nitrure AlN ne se produise pas. L'inconvénient de cette méthode est qu'elle ne permet plus de garantir le laminage à chaud entièrement dans le domaine austénitique, ce qui conduit inévitablement à des structures hétérogènes et à des irrégularités dans les dimensions des bandes à chaud.
Il est également possible de stabiliser l'azote sous la forme de nitrures par l'addition d'éléments tels que le titane ou le bore. Ces éléments sont cependant très coûteux et leur emploi est incompatible avec la nécessité de maintenir le prix de revient de l'acier très bas.
Enfin, on peut augmenter la température de bobinage des bandes à chaud au-delà de 700°C, de manière à précipiter sous la forme du nitrure AlN tout l'azote préalablement dissous lors du réchauffage initial. Cependant, des températures de bobinage trop élevées conduisent à des hétérogénéités en long et en travers des bandes ainsi qu'à la formation d'une couche d'oxyde d'épaisseur excessive. De plus, des températures de bobinage voisines de 700°C donnent lieu à la formation de cémentite très grossière, qui détériore l'état de surface des produits très minces.
La procédure actuelle résulte dès lors d'un compromis considéré jusqu'à présent comme optimal: on réchauffe les brames à une température suffisante pour effectuer le laminage à chaud entièrement dans le domaine austénitique, et on bobine les bandes à chaud à une température de 550°C à 650°C de façon à précipiter une partie de l'azote sous la forme du nitrure AlN sans qu'il se produise une coalescence de la cémentite au-delà d'une certaine taille.
Cette procédure présente néanmoins l'inconvénient que l'acier reste vieillissant, puisqu'il contient de l'azote soluble, avec la conséquence d'une diminution de la ductilité du produit final.
La présente invention propose un procédé qui permet de remédier aux divers inconvénients précités et de fabriquer une bande laminée à chaud exempte de défauts et parfaitement homogène et dont l'épaisseur est égale ou inférieure à 2 mm à partir d'une brame coulée en continu dont l'épaisseur est comprise entre 150 et 300 mm. La bande à chaud obtenue par le procédé de l'invention possède la qualité d'embou-tissage, ce qui est d'autant plus souhaitable que l'épaisseur de la bande est réduite et s'approche de la gamme usuelle d'épaisseur d'une bande laminée à froid. Suivant un autre aspect, la présente invention propose également un procédé de fabrication d'une bande laminée à froid, non vieillissante, dont les tolérances dimensionnelles sont strictement respectées et dans laquelle la cémentite est finement dispersée.
Conformément à la présente invention, un procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux d'une épaisseur égale ou inférieure à 2 mm, à partir d'une brame coulée en continu dont l'épaisseur est comprise entre 150 et 300 mm, ledit procédé comportant une étape de laminage de finition à chaud, avec des cylindres lubrifiés, comprend les opérations suivantes :
  • a) on refroidit ladite brame jusqu'à une température suffisante pour assurer la précipitation des éléments en solution, dont au moins le carbone et/ou l'azote;
  • b) on réchauffe ladite brame jusqu'à une température comprise entre (Ac3 + 50°C) et 1050°C;
  • c) on effectue un laminage de dégrossissage de la brame dans le domaine austénitique pour former une ébauche dont l'épaisseur est comprise entre 20 et 50 mm;
  • d) on refroidit ladite ébauche jusqu'à une température à laquelle ledit acier présente une structure ferritique;
  • e) on effectue ledit laminage de finition dans un domaine de température où l'acier présente une structure ferritique, avec une température de fin de laminage égale ou inférieure à 750°C, pour former une bande à chaud d'une épaisseur égale ou inférieure à 2 mm; et
  • f) on soumet ladite bande à chaud à un recuit de recristallisation.
    • La position et l'étendue du domaine ferritique d'un acier dépendent en particulier de sa composition chimique, à savoir notamment de ses teneurs en carbone et en éléments d'alliage. La température d'engagement du laminage de finition dans la ferrite peut dès lors varier en fonction de l'acier utilisé.
    Comme on l'a annoncé plus haut, la présente invention s'adresse à des aciers doux à bas carbone du type ELC (ELC = Extra Low Carbon, c'est-à-dire avec C < 0,1 %) et du type ULC (ULC = Ultra Low Carbon, c'est-à-dire avec C < 0,01 %); ces derniers peuvent éventuellement contenir de faibles quantités de titane et/ou de niobium, destinées à fixer les atomes interstitiels de carbone et d'azote, et à produire ainsi des aciers (ULC - IF) non vieillissants et hautement formables. Le symbole IF désigne les aciers "Interstitial Free", c'est-à-dire qui ne comportent pas d'atomes interstitiels.
    Dans le cas des aciers ULC - IF, la température d'engagement du laminage de finition est égale ou inférieure à 800°C, et elle est de préférence comprise entre 750°C et 400°C.
    Les aciers ELC et ULC sont, pour leur part, sensibles au phénomène de vieillissement dynamique, bien connu des spécialistes; il s'agit d'une augmentation de la résistance à la déformation dans certains domaines de température, due notamment à la présence d'atomes de C et N dans la structure de l'acier. Il importe que le laminage en phase ferritique soit conduit de façon à éviter des accroissements importants de la charge de laminage, dus précisément à ce vieillissement dynamique. En effet, ces accroissements de la charge pourraient conduire à des surcharges mécaniques indésirables sur les cages du laminoir.
    Dès lors, la température d'engagement du laminage de finition, tant pour les aciers ELC que pour les aciers ULC, est comprise soit entre 750°C et 550°C, et de préférence entre 700°C et 600°C, soit entre 450°C et 250°C, et de préférence entre 400°C et 300°C.
    Le laminage à chaud de finition en phase ferritique a pour but de produire des bandes à chaud minces qui présentent une structure écrouie. L'écrouissage de ces bandes doit être élevé, de telle sorte que la dureté mesurée sur les bandes à chaud soit au moins égale à la moitié de la dureté que l'on mesure sur les mêmes bandes après un laminage à froid avec des taux de réduction supérieurs à 50 %.
    L'obtention d'un écrouissage élevé requiert l'application de taux de réduction importants, lesquels à leur tour suscitent dans les couches superficielles des bandes de fortes contraintes tangentielles de cisaillement. Il en résulte l'apparition de déformations indésirables dans la partie superficielle des bandes. Il est dès lors proposé de lubrifier les cylindres utilisés pour le laminage de finition, afin de réduire l'effort de frottement sur la bande et ainsi les contraintes de cisaillement responsables des déformations. On peut utiliser à cet effet une huile ou une graisse végétale ou animale, ou encore un lubrifiant minéral tel que le graphite.
    Selon une caractéristique essentielle du procédé de l'invention, la bande laminée à chaud en phase ferritique qui présente une structure écrouie, est ensuite recristallisée.
    Dans une première variante, la bande est recristallisée par un recuit continu effectué en direct après le laminage de finition; ce recuit peut alors opérer la réduction des oxydes de laminage.
    Dans une autre variante, la bande laminée à chaud est bobinée et décapée, et ensuite recristallisée soit par un recuit continu soit par un recuit statique en bobine.
    Une variante supplémentaire de l'invention consiste à réaliser en bobine la recristallisation de la bande à chaud qui a été écrouie pendant le laminage en phase ferritique. Les températures de bobinage élevées nécessaires pour assurer la recristallisation peuvent être obtenues en adaptant le refroidissement sur la table de sortie et en profitant de l'augmentation de température qui se produit dans les dernières cages du laminoir de finition. Cette élévation de température, provoquée par la déformation de la bande, est d'autant plus importante que l'écrouissage dans les dernières cages du laminoir de finition est élevé.
    L'écrouissage ε réalisé pendant le laminage de la bande en phase ferritique est de préférence supérieur à 2. On rappellera que l'écrouissage ε est défini comme le logarithme naturel du rapport entre l'épaisseur initiale et l'épaisseur finale du produit, c'est-à-dire
    Figure 00090001
    On considère ici l'écrouissage correspondant à l'ensemble des réductions dans la ferrite, effectuées soit à partir d'une brame d'épaisseur réduite coulée en continu soit à partir d'une ébauche obtenue par laminage préalable d'une brame plus épaisse.
    Les vitesses du laminage en phase ferritique sont les vitesses de laminage usuelles; elles sont dès lors compatibles avec les possibilités des trains finisseurs existants. De même, les températures de bobinage, dans le cas où celui-ci est requis, sont déterminées en fonction des températures de fin de laminage en phase ferritique. Enfin, les températures maximales atteintes lors du recuit en direct des bandes écrouies sont également adaptées en fonction de la nature de l'acier pour assurer la recristallisation totale de celui-ci.
    Dans le cadre de la présente invention, les bandes à chaud de faible épaisseur peuvent être ensuite laminées à froid avec un taux de réduction d'au moins 20 %, pour produire des bandes minces à froid d'épaisseur réduite, c'est-à-dire inférieure ou égale à 1,0 mm, et de préférence inférieure ou égale à 0,5 mm. Celles-ci sont ensuite recristallisées par recuit continu ou en bobine, pour produire des bandes de qualité d'embou-tissage. Des bandes à froid d'épaisseur réduite, c'est-à-dire inférieure ou égale à 0,5 mm, présentant une qualité d'emboutissage peuvent être obtenues avec des taux de réduction à froid inférieurs à 90 % et pouvant atteindre 40 %.
    Sans sortir du cadre de l'invention, on peut également produire des bandes ultra-minces laminées à froid non vieillissantes, en acier doux de type ELC, c'est-à-dire avec une teneur en carbone inférieure à 0,1 %, destinées par exemple à la fabrication du fer blanc.
    A cet effet, on effectue le laminage de finition dans le domaine ferritique jusqu'à une épaisseur de 0,5 mm à 2 mm avec une température de fin de laminage de finition comprise entre 750°C et 300°C, pour former une bande à chaud, on bobine la bande à chaud à une température comprise entre 650°C et 200°C, on soumet ladite bande à chaud à au moins une étape de laminage à froid jusqu'à l'épaisseur finale désirée , avec un taux de réduction total inférieur ou égal à 95 %.
    Contrairement à la pratique antérieure, le réchauffage de la brame peut ici être limité à une température telle que le nitrure AlN ne soit pas dissous. Pour le type d'acier envisagé ici, la température de réchauffage est comprise entre (Ac3 + 50°C) et 1050°C. Par ailleurs, cette température est suffisante pour éviter un réchauffage en phase intercritique, c'est-à-dire austénitique + ferritique, ou en phase ferritique, qui conduirait à la formation de cémentite très grossière sur la bande laminée à chaud.
    Le laminage de dégrossissage est effectué dans le domaine austénitique, pour former une ébauche dont l'épaisseur varie en fonction de l'épaisseur du produit final à fabriquer. L'épaisseur de l'ébauche est comprise entre 20 mm et 50 mm.
    Entre le laminage de dégrossissage et le laminage de finition, on refroidit l'ébauche de façon à opérer la transformation de phase de l'austénite en ferrite. La vitesse de refroidissement conditionne, de façon connue, la taille du grain ferritique, la taille et la dispersion des ílots de cémentite ou des ílots d'austénite résiduelle. On effectue dès lors un refroidissement accéléré de l'ébauche, afin d'obtenir une cémentite fine et dispersée et donc une structure ferritique homogène. La durée de ce refroidissement est avantageusement inférieure à 30 secondes.
    Cette durée dépend de la température à laquelle on a refroidi l'ébauche et qui sera la température de début du laminage de finition dans le domaine ferritique. Selon la valeur de cette température, on obtient une structure mixte ferrite + austénite résiduelle finement dispersée ou une structure ferritique contenant de la cémentite finement dispersée.
    Lorsque l'ébauche a atteint la température désirée, on effectue le laminage de finition dans le domaine ferritique, pour produire une bande à chaud ayant une épaisseur comprise entre 0,5 mm et 4 mm, et de préférence entre 0,5 mm et 2,5 mm. Le laminage de finition est réalisé sans attendre la coalescence des ílots d'austénite résiduelle ou de cémentite.
    Eventuellement, on refroidit la bande à chaud jusqu'à la température de bobinage. Celle-ci est de préférence comprise entre 750°C et 200°C.
    La bande à chaud mince est ensuite laminée à froid, généralement en deux opérations séparées par un recuit intermédiaire en continu ou en bobine, jusqu'à une épaisseur finale inférieure à 0,50 mm, et de préférence inférieure à 0,20 mm.
    Au cours de la première opération de laminage à froid, l'épaisseur de la bande est réduite à moins de 0,5 mm, et de préférence à moins de 0,35 mm, avec un taux de réduction inférieur à 90 %.
    La seconde opération de laminage à froid confère à la bande son épaisseur et ses propriétés finales, avec un taux de réduction inférieur à 50 % et de préférence inférieur à 30 %.
    Une première série d'exemples illustrent les améliorations des propriétés de bandes à chaud obtenues par le procédé de l'invention.
    Dans chaque exemple, on a comparé les propriétés de bandes obtenues de manière conventionnelle et de bandes obtenues conformément à l'invention, c'est-à-dire par laminage à chaud en phase ferritique et recristallisation. Les résultats obtenus sont regroupés dans les tableaux suivants.
    L'exemple 1 concerne des bandes à chaud minces en acier ULC-Ti. Les données relatives aux essais effectués ainsi que les propriétés obtenues après un recuit direct à 825°C pendant 60 s sont indiquées dans le Tableau 1, dont les colonnes ont la signification suivante:
    1) N° indique le numéro de l'échantillon; 1, 2, 3 sont des bandes à chaud minces obtenues de manière conventionnelle; 4, 5, 6 sont des bandes à chaud laminées en phase ferritique et recristallisées.
    2) e (mm) épaisseur finale de la bande à chaud.
    3) Te (°C) température d'entrée de la bande dans le train finisseur.
    4) Ts (°C) température de sortie de la bande du train finisseur.
    5) Tb (°C) température de bobinage de la bande à chaud.
    6) LUB bande laminée avec des cylindres lubrifiés (L) ou non lubrifiés (N).
    7) ES (%) écrouissage de la structure de la bande laminée à chaud et bobinée, avant le recuit, déterminé à partir de la dureté HV de la bande, par la relation: ES(%) = HVmesurée - HVrecrist HVécrouie à froid - HVrecrist
    8) Re (MNm-2) limite d'élasticité de la bande à chaud.
    9) Rr (MNm-2) charge de rupture de la bande à chaud.
    10) A (%) allongement de la bande à chaud.
    11) r coefficient d'anisotropie plastique (Lankford).
    12) Δr coefficient d'anisotropie planaire (dans le plan de laminage).
    L'exemple 2 concerne des bandes à chaud minces en acier ELC. Il est illustré par le Tableau 2, dont les colonnes ont les mêmes objets que dans le Tableau 1. Dans cet exemple, les bandes à chaud n° 4, 5 et 6 ont subi un recuit direct de recristallisation à 720°C pendant 60 s.
    On constate que, pour les deux types d'acier, les bandes à chaud fabriquées par le procédé de l'invention présentent une meilleure aptitude à la déformation que les bandes conventionnelles: nette amélioration des coefficients d'anisotropie, sans modification déterminante de la limite d'élasticité, de la charge de rupture et de l'allongement.
    L'exemple 3, illustré par le Tableau 3, concerne des bandes à froid en aciers des types ULC-Ti et ELC, laminées à froid à partir de bandes à chaud recristallisées. Les conditions du recuit direct de recristallisation sont les mêmes que pour les nuances d'acier correspondantes présentées respectivement dans les Tableaux 1 et 2.
    Dans ce Tableau 3, les colonnes ont la signification suivante:
    1) N° indique le numéro de l'échantillon; 1, 2 et 5 sont des bandes à chaud minces obtenues de manière conventionnelle;
    3, 4, 6, 7 et 8 ont été produites par le procédé de l'invention.
    2) Acier type d'acier constituant la bande.
    3) ES (%) écrouissage de la structure de la bande laminée à chaud, avant le laminage à froid, déterminé à partir de sa dureté suivant la relation donnée au point (7) des Tableaux 1 et 2.
    4) RF (%) taux de réduction total du laminage à froid.
    5) ef (mm) épaisseur finale de la bande laminée à froid.
    6) Re (MNm-2) limite d'élasticité de la bande à froid.
    7) Rr (MNm-2) charge de rupture de la bande à froid.
    8) A (%): allongement de la bande à froid.
    9) r coefficient d'anisotropie plastique (Lankford).
    10) Δr coefficient d'anisotropie planaire (dans le plan de laminage).
    11) LUB bande laminée avec des cylindres lubrifiés (L) ou non lubrifiés (N).
    Dans ce cas également, on constate que le procédé de l'invention a amélioré l'aptitude à la déformation par rapport aux bandes à froid conventionnelles: limite d'élasticité et charge de rupture plus faibles, léger accroissement de l'allongement et coefficients d'anisotropie plus favorables.
    Une seconde série d'exemples illustrent la fabrication de bandes à froid. Les résultats obtenus sont rassemblés dans le tableau 4. A titre de comparaison, ce tableau comprend également les résultats obtenus par un procédé de la technique antérieure.
    Dans ce tableau, les colonnes ont la signification suivante:
    1) N° numéro de l'exemple.
    Les exemples 1 à 5 se rapportent à l'invention (+); l'exemple 6 se réfère à un procédé antérieur.
    2) TR température de réchauffage de la brame.
    3) TD température de fin du laminage de dégrossissage.
    4) TF température de fin du laminage de finition.
    5) TB température de bobinage de la bande à chaud.
    6) ech : épaisseur de la bande à chaud.
    7) efr1 : épaisseur de la bande à froid après la première opération de laminage à froid.
    8) efr2 : épaisseur de la bande à froid après la seconde opération de laminage à froid.
    9) Re(NV): limite d'élasticité de la bande à froid non vieillie.
    10) Rr(NV): charge de rupture de la bande à froid non vieillie.
    11) A (NV): allongement de la bande à froid non vieillie.
    12) Re (V): limite d'élasticité de la bande à froid après vieillissement de 50 jours à 50°C.
    13) Rr (V): charge de rupture de la bande à froid après vieillissement de 50 jours à 50°C.
    14) A (V): allongement de la bande à froid après vieillissement de 50 jours à 50°C.
    Dans tous les cas, la bande à froid produite par le procédé de l'invention s'est avérée insensible au vieillissement. Cette caractéristique, due à la température limitée de réchauffage de la brame, se traduit par une remarquable stabilité des propriétés mécaniques, en particulier de l'allongement et dès lors de la ductilité de la bande. Ce résultat n'est pas atteint pas le procédé antérieur. De plus, la ductilité est nettement plus élevée par le procédé de l'invention que par le procédé antérieur, ce qui favorise la mise en oeuvre de la bande à froid produite suivant l'invention.
    L'exemple 4 concerne le cas particulier d'une bande qui n'a subi qu'une seule opération de laminage à froid à partir d'une bande à chaud recristallisée par un recuit continu en direct. La bande à froid obtenue présente également des propriétés très favorables, tant en ce qui concerne la résistance que la ductilité et le vieillissement. Il apparaít ainsi que, en utilisant une bande à chaud très mince avec une structure écrouie, le procédé de l'invention permet, pour certaines gammes d'épaisseurs finales, de supprimer une opération de laminage à froid sans nuire aux propriétés de la bande à froid obtenue.
    D'une manière générale, une bande d'acier laminée à chaud par le procédé de l'invention se distingue par l'absence de vieillissement, ainsi que par une limite d'élasticité et une charge de rupture très basses dans le cas où la structure laminée dans le domaine ferritique recristallise totalement, c'est-à-dire si la température de laminage (TF ≥ 700°C) et/ou si la température de bobinage (TB ≥ 550°C) sont suffisamment élevées. Dans toutes les autres conditions, l'acier, également non vieillissant, est caractérisé par une microstructure ferritique à grain allongé, partiellement ou totalement restaurée. Quel que soit l'état de la structure de la bande à chaud, la cémentite y est finement dispersée.
    Au stade du laminage à froid, deux cas peuvent se présenter. D'une part, l'utilisation d'une bande à chaud très mince avec une structure écrouie ou recristallisée permet soit de réduire le taux de réduction global à froid (exemple 4), soit d'atteindre une épaisseur finale inférieure à 0,15 mm (exemple 5). D'autre part, l'utilisation d'une bande à chaud plus douce que les bandes à chaud classiques laminées dans le domaine austénitique, permet de partir d'une bande à chaud plus épaisse parce qu'elle autorise un taux de réduction total à froid plus élevé (exemples 1 - 3).
    Figure 00170001
    Figure 00180001
    Figure 00190001
    Figure 00200001

    Claims (13)

    1. Procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux d'une épaisseur égale ou inférieure à 2 mm, à partir d'une brame coulée en continu dont l'épaisseur est comprise entre 150 et 300 mm, ledit procédé comportant une étape de laminage de finition à chaud, avec des cylindres lubrifiés, dans lequel :
      a) on refroidit ladite brame jusqu'à une température suffisante pour assurer la précipitation des éléments en solution, dont au moins le carbone et/ou l'azote;
      b) on réchauffe ladite brame jusqu'à une température comprise entre (Ac3 + 50°C) et 1050°C;
      c) on effectue un laminage de dégrossissage de la brame dans le domaine austénitique pour former une ébauche dont l'épaisseur est comprise entre 20 et 50 mm;
      d) on refroidit ladite ébauche jusqu'à une température à laquelle ledit acier présente une structure ferritique;
      e) on effectue ledit laminage de finition dans un domaine de température où l'acier présente une structure ferritique, avec une température de fin de laminage égale ou inférieure à 750°C, pour former une bande à chaud d'une épaisseur égale ou inférieure à 2 mm; et
      f) on soumet ladite bande à chaud à un recuit de recristallisation.
    2. Procédé suivant la revendication 1, caractérisé en ce que la bande est en acier du type ULC - IF, c'est-à-dire à teneur en carbone inférieure à 0,01 %, sans interstitiels, et en ce que la température d'engagement du laminage de finition est inférieure à 800°C.
    3. Procédé suivant la revendication 1, caractérisé en ce que la bande est en acier du type ELC, c'est-à-dire à teneur en carbone inférieure à 0,1 %, ou ULC, c'est-à-dire à teneur en carbone inférieure à 0,01 %, et en ce que la température d'engagement du laminage de finition est comprise entre 750°C et 550°C ou entre 450°C et 250°C.
    4. Procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que le taux de réduction appliqué à la bande au cours dudit laminage de finition est égal ou supérieur à 50 %.
    5. Procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le recuit de recristallisation de la bande à chaud est réalisé en continu, de préférence immédiatement après le laminage de finition.
    6. Procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le recuit de recristallisation de la bande à chaud est réalisé en bobine.
    7. Utilisation d'une bande à chaud obtenue par un procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 1 à 6, pour la fabrication d'une bande laminée à froid d'une épaisseur inférieure ou égale à 1,0 mm, et de préférence à 0,50 mm, dans laquelle on lamine à froid la bande à chaud avec un taux de réduction à froid compris entre 40 % et 90 %.
    8. Procédé de fabrication d'une bande ultra-mince en acier doux de type ELC, c'est-à-dire à teneur en carbone inférieure à 0,1 %, laminée à froid, non vieillissante, à partir d'une bande à chaud obtenue par le procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 1 à 6, dans lequel on soumet ladite bande à chaud à une opération de laminage à froid, caractérisé en ce que l'on effectue ledit laminage de finition dans le domaine ferritique jusqu'à une épaisseur de 0,5 mm à 2 mm avec une température de fin de laminage de finition comprise entre 750°C et 300°C pour former une bande à chaud, en ce que l'on bobine ladite bande à chaud à une température comprise entre 650°C et 200°C, et en ce que l'on soumet ladite bande à chaud à au moins une étape de laminage à froid jusqu'à l'épaisseur finale désirée , avec un taux de réduction total inférieur ou égal à 95 %.
    9. Procédé suivant la revendication 8, caractérisé en ce que l'on refroidit l'acier après le laminage de dégrossissage pour assurer la transformation de phase de l'austénite en ferrite avant le laminage de finition et en ce que la durée de ce refroidissement est inférieure à 30 secondes.
    10. Procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 8 et 9, caractérisé en ce que l'on bobine ladite bande à chaud à une température comprise entre 750°C et 200°C.
    11. Procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 1 à 10, caractérisé en ce qu'on lamine à froid ladite bande à chaud en deux opérations, jusqu'à une épaisseur finale inférieure à 0,50 mm, et de préférence inférieure à 0,20 mm.
    12. Procédé suivant la revendication 11, caractérisé en ce que la première opération de laminage à froid confère à la bande une épaisseur inférieure à 0,5 mm avec un taux de réduction inférieur ou égal à 90 %.
    13. Procédé suivant l'une ou l'autre des revendications 11 et 12, caractérisé en ce que la seconde opération de laminage à froid confère à la bande à froid son épaisseur finale, avec un taux de réduction inférieur à 50 %, et de préférence inférieur à 30 %.
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    Families Citing this family (15)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    BE1007790A6 (fr) * 1993-12-20 1995-10-24 Centre Rech Metallurgique Procede pour fabriquer une bande mince en acier doux laminee a froid pour l'emboutissage.
    BE1007927A3 (fr) * 1994-02-07 1995-11-21 Cockerill Rech & Dev Procede de production d'acier doux.
    FR2728490B1 (fr) * 1994-12-21 1997-01-24 Lorraine Laminage Procede de fabrication d'une bande d'acier destinee a la fabrication par emboutissage et re-emboutissage de recipients en acier
    FR2730942B1 (fr) * 1995-02-24 1997-05-16 Lorraine Laminage Procede d'elaboration d'une tole ou d'une bande en acier pour la realisation d'une boite et tole ou bande en acier obtenue par ce procede
    NL1000694C2 (nl) * 1995-06-29 1997-01-08 Hoogovens Staal Bv Werkwijze en inrichting voor het vervaardigen van een vervormbare stalen band.
    DE19531538A1 (de) * 1995-08-25 1997-02-27 Schloemann Siemag Ag Warmbandproduktionsanlage für ferritisches Walzen und Verfahren zur Erzeugung von ferritischem Walzband
    DE19600990C2 (de) * 1996-01-14 1997-12-18 Thyssen Stahl Ag Verfahren zum Warmwalzen von Stahlbändern
    NL1003293C2 (nl) * 1996-06-07 1997-12-10 Hoogovens Staal Bv Werkwijze en inrichting voor het vervaardigen van een stalen band.
    NL1007739C2 (nl) 1997-12-08 1999-06-09 Hoogovens Staal Bv Werkwijze en inrichting voor het vervaardigen van een stalen band met hoge sterkte.
    BR9610708A (pt) * 1996-06-28 1999-09-14 Hoogovens Staal Bv Método e instalação para a fabricação de uma tira ou folha de aço com estampagem profunda
    NL1007731C2 (nl) * 1997-12-08 1999-06-09 Hoogovens Staal Bv Werkwijze en inrichting voor het vervaardigen van een ferritisch gewalste stalen band.
    DE19858073C2 (de) * 1998-12-16 2003-04-24 Max Planck Inst Eisenforschung Verfahren zur Erzeugung von dünnen Warmbändern aus Stahl mit verbesserter Tiefziehfähigkeit
    JP3944579B2 (ja) * 2003-05-20 2007-07-11 独立行政法人物質・材料研究機構 角型及びオーバルの孔型ロールを用いた多パス温間制御圧延方法
    ITRM20060262A1 (it) * 2006-05-17 2007-11-18 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di nastri di acciaio al carbonio a grano fine e nastri cosi ottenibili
    EP2128277A1 (fr) * 2008-05-29 2009-12-02 Aga AB Procédé pour le recuit de bandes métalliques

    Citations (1)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    EP0306076A1 (fr) * 1987-09-01 1989-03-08 Hoogovens Groep B.V. Fabrication de bandes d'acier formables

    Family Cites Families (4)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JPS5967322A (ja) * 1982-10-08 1984-04-17 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
    US4676844A (en) * 1985-03-06 1987-06-30 Kawasaki Steel Corporation Production of formable thin steel sheet excellent in ridging resistance
    US4793401A (en) * 1985-12-12 1988-12-27 Kawasaki Steel Corporation Method of producing thin steel sheets having an improved processability
    JPS63220903A (ja) * 1987-03-10 1988-09-14 Nkk Corp 高珪素鋼の温間圧延における潤滑方法

    Patent Citations (1)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    EP0306076A1 (fr) * 1987-09-01 1989-03-08 Hoogovens Groep B.V. Fabrication de bandes d'acier formables

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