SE441278B - SET FOR MANUFACTURE OF HOGHALL FIXED, COLD ROLLED STEEL PLATE - Google Patents
SET FOR MANUFACTURE OF HOGHALL FIXED, COLD ROLLED STEEL PLATEInfo
- Publication number
- SE441278B SE441278B SE8008247A SE8008247A SE441278B SE 441278 B SE441278 B SE 441278B SE 8008247 A SE8008247 A SE 8008247A SE 8008247 A SE8008247 A SE 8008247A SE 441278 B SE441278 B SE 441278B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- cooling
- rolled steel
- cooling rate
- steel
- cold
- Prior art date
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 34
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 26
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 8
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 6
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 240000005589 Calophyllum inophyllum Species 0.000 claims 1
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 claims 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 claims 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 7
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 description 4
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000012084 conversion product Substances 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000748 compression moulding Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 2
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000007664 blowing Methods 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
- C21D1/60—Aqueous agents
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
8008247-2 2 10 15 20 25 30 35 HO Ett av ändamålen med föreliggande uppfinning är att åstadkomma ett sätt för att till låg kostnad framställa en höcn5;;fa:t kallvalsad stålplåt som uppvisar tvåfasig struktur oc* :om upp- visar utomordentlig bearbetbarhet genom kombinatior av kyl- ningsförhållandena efter utjämningssteget, särskilt i en kon- tinuerlig glödgning med den kemiska sammansättningen i stål- materialen som man utgår ifrån. 8008247-2 2 10 15 20 25 30 35 HO One of the objects of the present invention is to provide a method for producing, at a low cost, a highly cold-rolled steel sheet which has a two-phase structure and which exhibits excellent machinability. by combinations of the cooling conditions after the leveling step, especially in a continuous annealing with the chemical composition of the steel materials on which it is based.
Stålplåten som erhålles genom sättet enligt föreliggande upp- finning visar en låg flytgräns och dock en draghållfasthet som ligger i området från Ä0 till 80 kg/mm2 och en hög förlängning.The steel sheet obtained by the method according to the present invention shows a low yield strength and yet a tensile strength which is in the range from Ä0 to 80 kg / mm 2 and a high elongation.
Därför1rn~stå1et som erhålles vid sättet enligt föreliggande upp- finning följande fördelar.Therefore, the steel obtained by the method of the present invention has the following advantages.
Flytgränsen har relation till "återfjädrings“-fenomenet hos stâlplåten då den utsättes för pressformning. Därför säker- ställer den låga flytgränsen (låg sträckgräns) en bättre pass- ning för stålet i pressformen och därmed erhålles en bättre formad form, så att belastningen på pressformningsmaskinen vä- sentligen kan minskas. Föreliggande uppfinning kan bidraga till att uppfylla kraven från automobilindustrin för höghållfasta stålplåtar till lägre priser emedan en höghållfast stålplåt upp- visande tvåfasig struktur kan framställas till låga produktions- kostnader med mindre mängder legeringselement.The yield strength is related to the "resilience" phenomenon of the steel sheet when it is subjected to compression molding, therefore the low yield strength (low yield strength) ensures a better fit of the steel in the mold and thus a better shaped shape is obtained, so that the load on the compression molding machine The present invention can help to meet the requirements of the automotive industry for high-strength steel sheets at lower prices because a high-strength steel sheet having a two-phase structure can be manufactured at low production costs with smaller amounts of alloying elements.
För att bättre förstå föreliggande uppfinning kommer den nu att beskrivas mer detaljerat och vissa specifika exempel därpå kommer att ges, med hänvisning till de bifogade ritningarna där fig. l(a), (b) och (c) resn. visar tendensen till bildning av en tvåfasig struktur i förhållande till olika kol och mangan- halter i kombination vid en viss kylningshastighet.To better understand the present invention, it will now be described in more detail and certain specific examples thereof will be given, with reference to the accompanying drawings in which Figs. 1 (a), (b) and (c) are shown. shows the tendency to form a two-phase structure in relation to different carbon and manganese contents in combination at a certain cooling rate.
Ett av de väsentliga dragen enligt föreliggande uppfinning är såsom beskrives nedan att anbringa en mycket hög svalningshastig- het såsom 30 till BOOOC/sekund för kylning till en temperatur understigande 250°C vid en kontinuerlig glödgningsprocess. För att uppnå föreliggande uppfinnings mål med en sådan snabb kyl- ning måste utgångsstålmaterialet uppfylla följande villkor med avseende på den kemiska sammansättningen.One of the essential features of the present invention is, as described below, to apply a very high cooling rate such as 30 to 100 ° C / second for cooling to a temperature below 250 ° C in a continuous annealing process. In order to achieve the object of the present invention with such a rapid cooling, the starting steel material must meet the following conditions with respect to the chemical composition.
Då kolhalten är mindre än 0,01 %, är den struktur som kan alstras 10 15 20 25 30 35 HO 8008247-2 genom den snabba kylningen ej tillräcklig, men å andra sidan då kolhalten är över 0,12 % är mängden omvandlingsprodukt be- roende på den snabba kylningen i överskott, så att det är svårt att innehålla en tvåfasig struktur med hög duktilitet såsom önskas vid föreliggande uppfinning. I detta fall är omvandlings- produkten sammansatt av martensit och oomvandlad austenit.When the carbon content is less than 0.01%, the structure that can be generated by the rapid cooling is not sufficient, but on the other hand when the carbon content is above 0.12%, the amount of conversion product is limited. due to the rapid cooling in excess, so that it is difficult to contain a two-phase structure with high ductility as desired in the present invention. In this case, the conversion product is composed of martensite and unconverted austenite.
Mangan är verksam för att öka ä-fasens härdbarhet, att be- fodra den snabba kylningsomvandlingsprodukten under kylnings- steget och att förstärka ferritgrundmassan och därmed öka duktiliteten. Manganhalter mindre än 1,0 % är emellertid ej tillräckliga för att erhålla den önskade härdbarheten. Å andra sidan är manganhalter, som överskrider 1,8 % ej önskvärda emedan svetsbarheten försämras därvid och vissa ekonomiska nackdelar uppträder.Manganese is effective to increase the hardenability of the ä-phase, to promote the rapid cooling conversion product during the cooling step and to strengthen the ferrite matrix and thereby increase the ductility. However, manganese contents less than 1.0% are not sufficient to obtain the desired curability. On the other hand, manganese contents exceeding 1.8% are undesirable because the weldability thereby deteriorates and certain economic disadvantages occur.
Aluminium är väsentligt föI*desoxidering av stålet men mindre än 0,01 % Al är ej tillräckligt för ändamålet. Aluminiumhalter ej överskridande 0,10 % är tillräckliga för ändamålet.Aluminum is essential for * deoxidation of the steel but less than 0.01% Al is not sufficient for the purpose. Aluminum contents not exceeding 0.10% are sufficient for the purpose.
Kisel är ej väsentligt och ej mer än 0,1 % kisel är tillräckligt,xm för att förbättra tvåfasiga strukturens duktilitet kan kisel tillsättas i en mängd ej överstigande 1,2 %. Kiselhalter över 1,2 % kommer att framkalla sämre effekter på de erhållna stål~ plåtarnas lackerbarhet och även deras korrosionsmotstånd. Därför är den övre gränsen för kiselhalten 1,2 %.Silicon is not essential and no more than 0.1% silicon is sufficient, xm to improve the ductility of the biphasic structure, silicon can be added in an amount not exceeding 1.2%. Silicon contents above 1.2% will produce worse effects on the paintability of the obtained steel sheets and also their corrosion resistance. Therefore, the upper limit of the silicon content is 1.2%.
För att ytterligare förbättra hållfastheten kan krom, koppar och nickel, var och en i en mängd understigande 1 % tillsättas och för att förbättra böjningsbearbetbarheten, kan kalcium, sällsynta jordartsmetaller (REM) och zirkonium tillsättas var och en i en mängd understigande 0,1 %.To further improve the strength, chromium, copper and nickel, each in an amount of less than 1%, may be added, and to improve the bending machinability, calcium, rare earth metals (REM) and zirconium may each be added in an amount of less than 0.1%. .
Utgångsmaterialet med en kemisk sammansättning enligt ovan behandlas och bearbetas till plåtämnen genom en vanlig konti- nuerlig gjutprocess eller götvalsning,.varefter plåtämnena varmvalsas och kallvalsas till kallvalsade plåtar och de kall- valsade plåtarna som sålunda erhålles underkastas kontinuerlig glödgning som är en av de utmärkande dragen i föreliggande upp- finning.The starting material with a chemical composition as above is treated and processed into sheet blanks by a standard continuous casting process or ingot rolling, after which the blanks are hot-rolled and cold-rolled into cold-rolled sheets and the cold-rolled sheets thus obtained are subjected to continuous annealing which is one of the in the present invention.
'FT 'få fixtxäfïf* 8008247-2 10 15 20 25 50 35 H0 Utjämningen vid hâlltemperatur i den kontinuerliga glödgningen bör utföras inom ett temperaturområde från 75000 till 90000 under en tidsperiod som sträcker sig från 20 sekunder till 2 minuter av följande skäl.'FT' get fi xtxäfïf * 8008247-2 10 15 20 25 50 35 H0 The equalization at holding temperature in the continuous annealing should be performed within a temperature range from 75000 to 90,000 for a period of time ranging from 20 seconds to 2 minutes for the following reasons.
Utjämning och hållning vid en temperatur lägre än 73000 och kortare än 20 sekunder kommer ej att alstra tillräcklig mängd Y och tillräcklig koncentration av kol, nangan, etc. i f , som är nödvändigt för att erhålla en önskad restaustenit och även om en snabb kylning genomföres kan en önskad tvåfasig struktur ej erhållas och det är sålunda omöjligt att erhålla en stålplåt som har en del avvägd hällfasthet och duktilitet.Smoothing and holding at a temperature lower than 73000 and shorter than 20 seconds will not produce sufficient amount of Y and sufficient concentration of carbon, nangan, etc. if necessary to obtain a desired residual austenite and even if a rapid cooling can be performed a desired two-phase structure is not obtained and it is thus impossible to obtain a steel plate which has some balanced pour strength and ductility.
Om man å andra sidan håller och utjämnar vid en temperatur överskridande 80000 kommer detta att alstra en överskottsmängd på X'och mangankoncentrationen i X'utspädes, så att även vid en snabb kylning kan ej en önskad mängd restaustenit alstras och istället ökar mängden hård martensit. Den resulterande stålplåten är sålunda ej väl avvägd när det gäller förhållandet mellan hållfasthet och duktilitet. Den övre gränsen för håll- tiden är satt till 2 minuter, ehuru en längre hälltid kan till- lämpas. En längre tid kräver emellertid en längre längd på ugnen och är sålunda ej önskvärd ur ekonomi och kapitalkostnadssynpunkt.If, on the other hand, one maintains and equalizes at a temperature exceeding 80,000, this will generate an excess amount of X 'and the manganese concentration in X' is diluted, so that even with a rapid cooling a desired amount of residual austenite can be generated and instead the amount of hard martensite increases. The resulting steel sheet is thus not well balanced in terms of the ratio of strength to ductility. The upper limit for the holding time is set to 2 minutes, although a longer pouring time can be applied. However, a longer time requires a longer length of the furnace and is thus undesirable from an economic and capital cost point of view.
Kylningen efter den ovannämnda hållningen och utjämningen ut- föres med en 'ylhastighet som sträcker sig från 3000 till 30000 per sekund, “öreträdesvis 100 till 30000 per sekund till 25000.The cooling according to the above-mentioned posture and the leveling is carried out at a velocity rate ranging from 3000 to 30,000 per second, preferably 100 to 30,000 per second to 25,000.
Skälet varför slutpunkten för den snabba kylningen är satt till en temperatur av 25000 är att om den snabba kylningen avslutas vid temperaturer över 25000 omvandlas kvarvarande austenit till martensit, så att en tvåfasig struktur ej kan framställas.The reason why the end point for the rapid cooling is set to a temperature of 25000 is that if the rapid cooling is terminated at temperatures above 25000, the remaining austenite is converted to martensite, so that a two-phase structure cannot be produced.
Med avseende på kylningshastigheten lägger man märke till att då kylningshastigheten är mindre än 5000 per sekund är det omöj- ligt att erhålla en tväfasig struktur med den lägre legerade stålsammansättningen angiven enligt föreliggande uppfinning och då kylningshastigheten överstiger 30000 per sekund är duktili- teten i det erhållna stålet låg. Vad beträffar duktiliteten ändrar den sig ej väsentligen om kylningshastigheten ligger inom omrâdet från 30 till 30000 per sekund. Att reglera kyl- ningshastigheten inom ovan angivna område är svårt att erhålla genom vätskekylning eller kylning genom neddoppnïng i vatten, 10 15 20 25 30 35 U0 5 8008247-2 men kan lätt erhållas genom ång-vätske-kylning genom att blåsa en blandning av ånga och vätska på stålplåten. Ytterligare en fördel med'denna ång-vätske-kylning är att en jämn och enhetlig kyleffekt uppnås tvärsöver stålbandets bredd och därmed kan man uppnå en jämn kvalitet på materialet.With respect to the cooling rate, it is noted that when the cooling rate is less than 5000 per second, it is impossible to obtain a biphasic structure with the lower alloy steel composition specified in the present invention, and when the cooling rate exceeds 30,000 per second, the ductility in the obtained the steel lay. In terms of ductility, it does not change substantially if the cooling rate is in the range of 30 to 30,000 per second. Controlling the cooling rate within the above range is difficult to obtain by liquid cooling or cooling by immersion in water, but can be easily obtained by steam-liquid cooling by blowing a mixture of steam and liquid on the steel plate. Another advantage of this vapor-liquid cooling is that an even and uniform cooling effect is achieved across the width of the steel strip and thus an even quality of the material can be achieved.
Stålplåtarna underkastas normalt efter den kontinuerliga glödg~ ningen en riktning normalt med en reduktion av omkring lO %.The steel sheets are normally subjected to a direction normally after the continuous annealing with a reduction of about 10%.
De följande exemplen anges för att illustrera föreliggande upp- finning.The following examples are given to illustrate the present invention.
Stålplåtämnen med olika stålsammansättningar såsom visas i tabell l iordningställdes och varmvalsades till varmvalsade stålband med 2,5 mm tjocklek och kallvalsades vidare till kall- valsade band 0,7 mm tjocka. Dessa kallvalsade stålband under- kastades kontinuerlig glödgning varvid de hölls och~utjämnades vid 770°C under H0 sekunder och kyldes till ordinarie tempera- turer med olika kylningshastigheter, som sträckte sig från 1000 till omkring l0O0°C per sekund (vattenhärdning). Egen- skaperna för de erhållna stålplåtarna visas även i tabell l.Sheet steel blanks with different steel compositions as shown in Table 1 were prepared and hot-rolled into hot-rolled steel strips 2.5 mm thick and further cold-rolled to cold-rolled strips 0.7 mm thick. These cold-rolled steel strips were subjected to continuous annealing, being kept and leveled at 770 ° C for H0 seconds and cooled to ordinary temperatures with different cooling rates ranging from 1000 to about 100 ° C per second (water hardening). The properties of the steel sheets obtained are also shown in Table 1.
Enligt den vanliga kontinuerliga glödgningen är kylningshastíg- heten efter hålltiden omkring lO°C per sekund. Med en sådan långsam kylningshastighet är det omöjligt att erhålla en stål- plåt med tvåfasig struktur, som uppvisar en låg flytgräns och låg sträckgräns om inte mängden legeringselement (Mn) är stor såsom i stål D. Vidare har denna konventionella teknik en nack- del i att då manganhalten ökar försämras svetsbarheten och produktionskostnaderna ökar.According to the usual continuous annealing, the cooling rate after the holding time is about 10 ° C per second. With such a slow cooling rate, it is impossible to obtain a steel plate with a two-phase structure which has a low yield strength and low yield strength unless the amount of alloying element (Mn) is large as in steel D. Furthermore, this conventional technique has a disadvantage in that as the manganese content increases, weldability deteriorates and production costs increase.
Då kylningshastigheten bibehålles inom området 3000 till 30000 såsom anges enligt föreliggande uppfinning, kan man erhålla en tillfredsställande tvåfasig struktur även med en mindre mängd legerande element och den resulterande duktiliteten ändrar sig ej väsentligt såsom visas genom stålen A till C och E till I. Å andra sidan då man ökar kylníngshastigheten ytterligare till SSOOC per sekund (vattendusch) eller l0O0°C per sekund (ned- cdon QUÄLH = sooa247-2 6 sänkning i vatten) försämras den resulterande duktiliteten anmärkningsvärt och det önskade ändamålet med förelififiande uppfinning'kan ej uppnås. 5 I fig. l(a), (b) och (c) som visar förhållandet mellan kyl- ningshastigheten och bildningen av den tvåfasiga strukturen vid olika halter av kol och mangan represerterar de nnmeriska siffrorna utbytesförhållandet i % och utaytesförhållandet om 50 % är satt som gränslinjen för den tvåfasiga strukturen. 8008247-2 _ 3.0 _" ß ä x cam ma» 12 S06 - män? EJ 30.0” H ._ x ämm 3.3. man x 0.0» 1% ä? Nää I S; mmå »Snow m ._ 2.0 J å x, . Nám 1:3 Náw x Nä äS 0.2 mäá S6 982% mmå 2.0.0 w __ x ämm üë 12 x ämm 3.3 QS 0.8.0 | SÅ 93 N86 x ._ x Nám 1% män x man Nam wßm wäá | 86 EQ 98.0 mwfisnxnß: mxxæwwxxâwx . Û QR Nam 13 Û :än mæm Ndm mšá | __ Sä wnoå a »wflcš Ö ämm QS 0.8 x ämm ä? ga Nmxao - _. KÄ »S6 o _. x ä? .ag må 306 | ._ 84 H86 m ._ 3.0 x »än d? :dm mâá 1 cm mix H86 xwñsnxmm: än? møâwwxxåmx .c ä? . 3.5 fånâ âëšs uwxxmfl wfiwum wflmnw H uwflmfl wcmhw wflmpw nwfimfl wflfim wfimtm ä. x., -P8 130,5 Lämna x åxå -..xpâp -xqxšw å -på -fiåp xsšw »mä .ö ä š u R om ;::_OH:É, ; x ^xww\uov uwswwnwwcwwawcflæmhx _ Axv wcflnuumwcmëëmw H .fiHmnmB go ox QUBHTY H .ÄH mmßm... .ämm : _. : . ._ : f ._ mOmmä 0.2 .mnmm H m ~.mH =.=m m.HH m m.mH mqmm wamm mmv O.m~ m.Hm m.~m ^mvm.mm m.Hm m.~m m H =.mH m.Hm HHC; H ~.o~ ~.Hm mflmm Awv m.mN H.mm m.m~ ^mvN.mN m.Hm ~.m~ w W H.mH Hmmm m.=m W o.HN m.Hm mmmm ^mVN.m~ H.m> H.~m Amv ~.m~ H.mm Hflmm mv.H.m~ Hmmm H.~m m oc H ~.mH m.Hm mnmm W m.mH ommm ommm nu mqmm Hmmm Hmmm Amv H.m~ Hmmm >.m~ mv mnmm m.~m m.Hm m m* Nam Ham NHHm H mä HHm mmm Oqmm nmm ÖN Ofimm m.mm mä Oämw Ém .Hmm HH m O mmm mš mä m m mmv mmmm m.mH ~.H~ m m Amv Ommm mfimH =.- < 9? "W.:::.É3É:::;:É_::äÉ:;Ä;;m. Émï&Hš@ _, ÉÉ H. -MCWH w=mmwm mcmmw H*.Lw;mH..w=mmw. .mcmmw .Hm.-mqmH. mgmmw ..m=mmw_ H* -wqmH mßmmw mcmmw H* -wqmH wnmaw mcmmm 04 -mmm |»»0»m -xommpw -Hmm |»po»Q |Hom»»m -Hmm |pm0HQ .gmmmmm H -mmm -pmomm |H0mmmm -pmm lpmomm Ixomfimm . omoH.=@»»m> H wcHcvHmm omm _ omw H OCH om .wmH m@Hmmm c@mmmHHHmHsm m HßmHmHmm,mmmflm>m @mcmHHm»mmm@HmHHHm mmomw $ Hmmmmm pmHHm m om “@mcmHHmß»mmwmmmm»ßv m:HHsmmm-wmH.m>m @m=mHHmmwmmmHmHHH»o H ^@HmmHš HmHH@ m Om “mmmmHHmmmmmmmmHmm:V m:mH:@@m«mmm»m>p @mQmHHmmmmmmLHHHHm AMVH* ^H@m\m0V mmmmH»mm@mw:H=«Hm _ 18008247 Ammmomv H HH@pflm . , ~While maintaining the cooling rate in the range of 3000 to 30,000 as set forth in the present invention, a satisfactory biphasic structure can be obtained even with a smaller amount of alloying elements and the resulting ductility does not change substantially as shown by steels A to C and E to I. since the cooling rate is further increased to SSOOC per second (water shower) or 100 ° C per second (immersion in water), the resulting ductility is remarkably deteriorated and the desired object of the present invention cannot be achieved. In Fig. 1 (a), (b) and (c) which show the relationship between the cooling rate and the formation of the biphasic structure at different levels of carbon and manganese, the numerical numbers represent the yield ratio in% and the yield ratio of 50% is set as the boundary line of the two-phase structure. 8008247-2 _ 3.0 _ "ß ä x cam ma» 12 S06 - men? EJ 30.0 ”H ._ xämm 3.3. Man x 0.0» 1% ä? Nää IS; mmå »Snow m ._ 2.0 J å x, Nám 1: 3 Náw x Nä äS 0.2 mäá S6 982% mmå 2.0.0 w __ xämm üë 12 xämm 3.3 QS 0.8.0 | SÅ 93 N86 x ._ x Nám 1% men x man Nam wßm wäá | 86 EQ 98.0 mw fi snxnß: mxxæwwxxâwx. Û QR Nam 13 Û: än mæm Ndm mšá | __ Sä wnoå a »w fl cš Öämm QS 0.8 xämm ä? Ga Nmxao - _. KÄ» S6 o _. X ä? .Ag må 306 | ._ 84 H86 m ._ 3.0 x »än d?: Dm mâá 1 cm mix H86 xwñsnxmm: än? Møâwwxxåmx .c ä?. 3.5 fånâ âëšs uwxxm fl w fi wum w fl mnw H uw fl m fl wcmhw w fl mpw nw fi m fl m fl w. 130,5 Leave x åxå - .. xpâp -xqxšw å -på -fi opp xsšw »mä .ö ä š u R om; :: _ OH: É,; x ^ xww \ uov uwswwnwwcwwawc fl æmhx _ Axv wc fl nuumwcmëëmw H .fi HmnmB go ox QUBHTY H .ÄH mmßm .... .ämm: _.:. ._: f ._ mOmmä 0.2 .mnmm H m ~ .mH =. = M m.HH m m.mH mqmm wamm mmv Om ~ m.Hm m. ~ m ^ mvm.mm m.Hm m. ~ mm H = .mH m.Hm HHC; H ~ .o ~ ~ .Hm m fl mm Awv m.mN H.mm mm ~ ^ mvN.mN m.Hm ~ .m ~ w W H.mH Hmmm m. = m W o.HN m.Hm mmmm ^ mVN.m ~ Hm> H. ~ m Amv ~ .m ~ H.mm H fl mm mv.Hm ~ Hmmm H. ~ mm oc H ~ .mH m.Hm mnmm W m.mH ommm ommm nu mqmm Hmmm Hmmm Amv Hm ~ Hmmm> .m ~ mv mnmm m. ~ m m.Hm mm * Nam Ham NHHm H mä HHm mmm Oqmm nmm ÖN O fi mm m.mm mä Oämw Ém .Hmm HH m O mmm mš mä mm mmv mmmm m.mH ~ .H ~ mm Amv Ommm m fi mH = .- <9? "W.:::.É3É:::;:É_::äÉ:;Ä;;m. Émï & Hš @ _, ÉÉ H. -MCWH w = mmwm mcmmw H * .Lw; mH..w = mmw. mcmmw .Hm.-mqmH. mgmmw ..m = mmw_ H * -wqmH mßmmw mcmmw H * -wqmH wnmaw mcmmm 04 -mmm | »» 0 »m -xommpw -Hmm |» po »Q | Hom» »m -Hmm | pm0HQ .gmmmmm H -mmm -pmomm | H0mmmm -pmm lpmomm Ixom fi mm. omoH. = @ »» m> H wcHcvHmm omm _ omw H AND om .wmH m @ Hmmm c @ mmmHHHmHsm m HßmHmHmm, mmm mm cm m> m » @HmHHHm mmomw $ Hmmmmm pmHHm m om “@ mcmHHmß» mmwmmmm »ßv m: HHsmmm-wmH.m> m @ m = mHHmmwmmmHmHHH» o H ^ @ HmmHš HmHH @ m Om “mmmmHHmmmmmmmmHmm: V m: m m mmm »m> p @mQmHHmmmmmmLHHHHm AMVH * ^ H @ m \ m0V mmmmH» mm @ mw: H = «Hm _ 18008247 Ammmomv H HH @ p fl m., ~
Claims (6)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15339179A JPS5677329A (en) | 1979-11-27 | 1979-11-27 | Production of composite structure high tensile cold-rolled steel plate of superior workability |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE8008247L SE8008247L (en) | 1981-05-28 |
| SE441278B true SE441278B (en) | 1985-09-23 |
| SE441278C SE441278C (en) | 1987-05-04 |
Family
ID=15561454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE8008247A SE441278C (en) | 1979-11-27 | 1980-11-25 | SET FOR MANUFACTURE OF HOGHALL FIXED, COLD ROLLED STEEL PLATE |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5677329A (en) |
| BE (1) | BE886350A (en) |
| BR (1) | BR8007714A (en) |
| CA (1) | CA1142069A (en) |
| DE (1) | DE3044339C2 (en) |
| FR (1) | FR2470163A1 (en) |
| GB (1) | GB2066852B (en) |
| IT (1) | IT1134491B (en) |
| NL (1) | NL184790C (en) |
| SE (1) | SE441278C (en) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0674487B2 (en) * | 1986-11-28 | 1994-09-21 | 新日本製鐵株式会社 | High toughness electric resistance welded steel pipe with excellent saw resistance |
| JPS644429A (en) * | 1987-06-26 | 1989-01-09 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-strength cold-rolled steel sheet with high (r) value |
| JP2531591Y2 (en) * | 1991-03-19 | 1997-04-02 | 株式会社ノダ | Fire door |
| CN104388816A (en) * | 2014-10-29 | 2015-03-04 | 江苏沙钢集团有限公司 | Low-carbon steel plate with ultralow yield ratio and manufacturing method thereof |
| CN106480305A (en) * | 2015-08-24 | 2017-03-08 | 鞍钢股份有限公司 | Production method for improving decarburization efficiency of cold-rolled electrical steel |
| CN106480281A (en) * | 2015-08-24 | 2017-03-08 | 鞍钢股份有限公司 | Production method of high magnetic induction oriented electrical steel |
| CN106480282A (en) * | 2015-08-24 | 2017-03-08 | 鞍钢股份有限公司 | Production method of non-oriented high-efficiency electrical steel |
| CN111826507B (en) * | 2020-06-19 | 2021-12-03 | 华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司 | Production process of steel with ultrahigh yield ratio |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5443453B2 (en) * | 1973-07-25 | 1979-12-20 | ||
| JPS5619380B2 (en) * | 1973-08-11 | 1981-05-07 | ||
| JPS5157623A (en) * | 1974-11-18 | 1976-05-20 | Nippon Kokan Kk | Takaitosoyakitsukekokaseitosugureta hijikoseiomotsukochoryokureienkohanno seizohoho |
| US4033789A (en) * | 1976-03-19 | 1977-07-05 | Jones & Laughlin Steel Corporation | Method of producing a high strength steel having uniform elongation |
| BE846024A (en) * | 1976-09-09 | 1977-03-09 | PROCESS FOR THE CONTINUOUS THERMAL TREATMENT OF SHEETS | |
| JPS5827329B2 (en) * | 1978-04-05 | 1983-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | Manufacturing method of low yield ratio high tensile strength hot rolled steel sheet with excellent ductility |
-
1979
- 1979-11-27 JP JP15339179A patent/JPS5677329A/en active Pending
-
1980
- 1980-11-24 NL NLAANVRAGE8006404,A patent/NL184790C/en not_active IP Right Cessation
- 1980-11-25 SE SE8008247A patent/SE441278C/en not_active IP Right Cessation
- 1980-11-25 DE DE3044339A patent/DE3044339C2/en not_active Expired
- 1980-11-26 FR FR8025126A patent/FR2470163A1/en active Granted
- 1980-11-26 BR BR8007714A patent/BR8007714A/en not_active IP Right Cessation
- 1980-11-26 BE BE2/58877A patent/BE886350A/en not_active IP Right Cessation
- 1980-11-27 GB GB8037995A patent/GB2066852B/en not_active Expired
- 1980-11-27 CA CA000365677A patent/CA1142069A/en not_active Expired
- 1980-11-27 IT IT26281/80A patent/IT1134491B/en active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| BR8007714A (en) | 1981-06-09 |
| NL8006404A (en) | 1981-07-01 |
| SE441278C (en) | 1987-05-04 |
| NL184790C (en) | 1989-11-01 |
| NL184790B (en) | 1989-06-01 |
| GB2066852B (en) | 1983-03-23 |
| IT8026281A0 (en) | 1980-11-27 |
| GB2066852A (en) | 1981-07-15 |
| BE886350A (en) | 1981-03-16 |
| DE3044339C2 (en) | 1987-01-08 |
| JPS5677329A (en) | 1981-06-25 |
| CA1142069A (en) | 1983-03-01 |
| SE8008247L (en) | 1981-05-28 |
| IT1134491B (en) | 1986-08-13 |
| FR2470163B1 (en) | 1985-04-19 |
| FR2470163A1 (en) | 1981-05-29 |
| DE3044339A1 (en) | 1981-07-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101661074B1 (en) | Cold-rolled steel sheet, method for producing same, and hot-stamp-molded article | |
| US20170369979A1 (en) | HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND HIGH-STRENGTH ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT PLATING ADHESION, FORMABILITY, AND HOLE EXPANDABILITY WITH TENSILE STRENGTH OF 980 MPa OR MORE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR | |
| US11408048B2 (en) | High-strength, hot rolled abrasive wear resistant steel strip | |
| JP6945628B2 (en) | High-strength composite structure steel with excellent burring properties in the low temperature range and its manufacturing method | |
| US11230744B2 (en) | Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet | |
| US11453926B2 (en) | Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet | |
| US20180230570A1 (en) | High strength hot dip galvanised steel strip | |
| JP5817671B2 (en) | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| KR102298180B1 (en) | Method for producing flat steel products comprising manganese-containing flat steel and such flat steel products | |
| CN112739834A (en) | Hot-rolled steel sheet and method for producing same | |
| KR20210127922A (en) | High strength steel with improved mechanical properties | |
| KR20220095237A (en) | Hot rolled steel sheet and its manufacturing method | |
| JPH10130776A (en) | High ductility type high tensile strength cold rolled steel sheet | |
| KR101623242B1 (en) | Duplex stainless steel with supper corrosion resistance and manufacturing method thereof | |
| KR101903181B1 (en) | Duplex stainless steel with improved corrosion resistance and formability and method of manufacturing the same | |
| SE441278B (en) | SET FOR MANUFACTURE OF HOGHALL FIXED, COLD ROLLED STEEL PLATE | |
| CN113166827A (en) | Hot-rolled steel and method for producing same | |
| JP6543732B2 (en) | Ultra-high strength hot rolled steel sheet excellent in bending workability and method for manufacturing the same | |
| JP2015014026A (en) | Cold rolled steel sheet and production method thereof | |
| US11384409B2 (en) | High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, method for producing high-strength steel sheet, and method for producing high-strength galvanized steel sheet | |
| JP2007119842A (en) | Method for producing high-strength galvanized steel sheet excellent in stretch-flanging property | |
| KR101746994B1 (en) | Plated hot rolled steel sheet having excellent bendability and weldability and method for manufacturing same | |
| JP6541504B2 (en) | High strength high ductility steel sheet excellent in production stability, method for producing the same, and cold rolled base sheet used for production of high strength high ductility steel sheet | |
| JP3616472B2 (en) | Method for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability | |
| JP6687171B1 (en) | steel sheet |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| NAL | Patent in force |
Ref document number: 8008247-2 Format of ref document f/p: F |
|
| NUG | Patent has lapsed |
Ref document number: 8008247-2 Format of ref document f/p: F |