SE405984B - KIT FOR MANUFACTURE OF COLD ROLLED STEEL, SUITABLE FOR DEEP DRAWING - Google Patents
KIT FOR MANUFACTURE OF COLD ROLLED STEEL, SUITABLE FOR DEEP DRAWINGInfo
- Publication number
- SE405984B SE405984B SE7016844A SE1684470A SE405984B SE 405984 B SE405984 B SE 405984B SE 7016844 A SE7016844 A SE 7016844A SE 1684470 A SE1684470 A SE 1684470A SE 405984 B SE405984 B SE 405984B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- steel
- aluminum
- content
- rolled
- hot
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
- C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
- C21C7/10—Handling in a vacuum
-
- 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
- C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
7016844-8 och det är inte möjligt att erhålla tillväxt av kornstorleken i sådan riktning, som är fördelaktig för djupdragningsändamål. Omvandling av kol till karbider i stålet är vidare inte möjligt att åstadkomma i erforderlig grad på grund av den alltför snabba kylningen efter begjutningen med vätska. Man iakttar även sådana ofördel- aktiga egenskaper hos ett sådant stål som en ökning av den erforderliga påkänningen för âstadkommande av sträckning, ogynnsamma âldringsfenomen och en påtaglig minskning i den sammanlagda förlängningen innnan brott inträder. På grund av dessa omständigheter har kontinuerlig urglödgning hittills endast använts vid fram- ställning av hårda, först varmvalsade och sedan kallvalsade stål för sådan plåt, som skall beläggas med annant material, t.ex. tenn, men knappast för stålplåt, avsedd för verklig djupdragning. Det är därför av största intresse inom här före- liggande tekniska område att kunna framställa kallvalsade stål i plåtform i och för djupdragning, vilka stål har egenskaper såsom förbättrad effektivitet i ur- glödgningen och likformighet i stålets kvalitet i en riktning vinkelrätt mot frammatningsriktningen för den kontinuerliga urglödgningen. 7016844-8 and it is not possible to obtain growth of the grain size in such a direction as is advantageous for deep-drawing purposes. Furthermore, the conversion of carbon to carbides in the steel is not possible to achieve to the required degree due to the too rapid cooling after the spraying with liquid. One also observes such unfavorable properties of such a steel as an increase in the stress required to achieve elongation, unfavorable aging phenomena and a marked decrease in the total elongation before fracture occurs. Due to these circumstances, continuous annealing has hitherto only been used in the production of hard, first hot-rolled and then cold-rolled steels for such sheet metal, which is to be coated with other materials, e.g. tin, but hardly for sheet steel, intended for real deep drawing. It is therefore of greatest interest in the present technical field to be able to produce cold-rolled steels in sheet form for deep drawing, which steels have properties such as improved efficiency in the annealing and uniformity of the steel quality in a direction perpendicular to the feed direction of the continuous the annealing.
Föreliggande uppfinning avser ett förfaringssätt, som leder till tillfreds- ställande av de nyss ovan nämnda kraven.The present invention relates to a method which leads to the satisfaction of the requirements just mentioned above.
Uppfinningen har sålunda bland annat till ändamål att så långt som möjligt minska sådana beståndsdelar, som befinner sig i lösning efter fullföljandet av varmvalsningen, samt vidare att understödja tillväxten av kornstorleken i det varm- valsade stålet, vilket kan ske genom åtgärder och medel som åstadkommer avlägsnande av gaser. Det är önskvärt att man minskar kvantiteten av sådana icke önskvärda element så långt som möjligt redan före urglödgningen för att man skall vinna föl- jande fördelar, nämligen: al minskning av mängden i lösning befintliga atomer efter verkställd kontinuer- lig urglödgning och kylning, samt e b)_så stor kornstorlek som möjligt vid tiden för den fullbordande varmvals- ningen, i det att kornstorleken i vid omfattning beror på den kornstorlek, som förelåg'före kallvalsningen.The object of the invention is thus, inter alia, to reduce as far as possible such constituents which are in solution after the completion of the hot rolling, and further to support the growth of the grain size in the hot-rolled steel, which can be done by measures and means which provide removal of gases. It is desirable to reduce the quantity of such undesirable elements as far as possible even before annealing in order to obtain the following advantages, namely: all reduction of the amount of atoms present in solution after continuous annealing and cooling, and eb as large a grain size as possible at the time of the complete hot rolling, in that the grain size largely depends on the grain size that existed before the cold rolling.
Enligt uppfinningen blåses stålet i smält tillstånd medelst en inert ochl eller avkolande gas, som med utsättande av det kärl, i vilket stålsmältan förvaras, för undertryck, bringas att röra sig inom stålsmältan. Därefter gjuts stålet utan tillsats av något desoxidationsmedel. Stålet varmvalsas härefter, och efter verk- ställd varmvalsning kallvalsas stålet. Slutligen underkastas stålet kontinuerlig uppspolning vid temperaturer, som inte överstiger 6500 C.According to the invention, the steel is blown in the molten state by means of an inert and or carbonizing gas, which upon exposure of the vessel in which the steel melt is stored, to negative pressure, is caused to move within the steel melt. The steel is then cast without the addition of any deoxidizing agent. The steel is then hot-rolled, and after hot-rolling, the steel is cold-rolled. Finally, the steel is subjected to continuous winding at temperatures not exceeding 6500 C.
Uppfinningen kommer nedan att närmare beskrivas i anslutning till några ut- föringsexempel, åskådliggjorda på bifogade ritning, men det är underförstått, att uppfinningen inte är inskränkt till dessa särskilda utföringsexempel, utan att alle- _.i 7016844-8 handa olika modifikationer kan förekomma inom uppfinningens ram.The invention will be described in more detail below in connection with some exemplary embodiments, illustrated in the accompanying drawing, but it is understood that the invention is not limited to these particular embodiments, but that all different modifications may occur within the framework of the invention.
En inert och/eller avkolande glas blåses genom porösa tegel, som anordnats i botten av smältkärlet, vilket närmare visas i fig. l och 2. Ändamålet härmed är att underlägga förekommande reaktioner, varefter befriande från gas åstadkommas, i det att stålet i följd efter vartannat underkastas varmvalsning, kallvalsning och kontinuerlig urglödgning.An inert and / or carbonizing glass is blown through porous bricks arranged in the bottom of the melting vessel, as shown in more detail in Figs. 1 and 2. The purpose of this is to subject existing reactions, after which liberation from gas is effected, in that the steel in every other is subjected to hot rolling, cold rolling and continuous annealing.
Vid de anordningar, som visas i Fig. l och 2 är porösa tegel eller liknande keramiska produkter 2 anordnade i botten av smältkärlet l, och en inert gas eller . någon annan gas, som befordrar avkolningsreaktionen tillförs från en gasbehâllare 3 genom det porösa teglet 2 och övriga gasförande ledningar.In the devices shown in Figs. 1 and 2, porous bricks or similar ceramic products 2 are arranged in the bottom of the melting vessel 1, and an inert gas or. any other gas which promotes the decarburization reaction is supplied from a gas container 3 through the porous brick 2 and other gas-carrying lines.
Det är väl känt, att det är mycket svårt och ofta till och med omöjligt att ~ åstadkomma avkolning av ett kolstäl med en kolhalt under 0,0l0 %, och om man lyckas åstadkomma sådan avkolning, så är dock avkolningshastigheten mycket begränsad. En avsevärd tid åtgår för detta ändamål vid kolstål, som innehåller mindre än 0,010 % kol, och det är svårt och i regel till och med omöjligt att åstadkomma stål med en konstant och stabil kolhalt under 0,010 %. Försök med föreliggande uppfinning har emellertid givit vid handen, att man kan åstadkomma blåsningsbanor av den art, som på ritningsfigurerna är betecknade med 4, och att man härigenom underlättar bildandet av ett stål, som innehåller så låga- kolhalter, som ovan nämnts, men som likväl över hela sin utsträckning upprätthåller denna låga kolhalt konstant. Detta resultat ernår man dessutom på en tid, som är kort i förhållande till den tid, som erfordras vid de traditionella metoderna, och trots detta blir resultatet vid dessa traditionella metoder sämre.It is well known that it is very difficult and often even impossible to achieve decarburization of a carbon steel with a carbon content below 0.010%, and if one succeeds in achieving such decarburization, however, the decarburization rate is very limited. A considerable time is spent for this purpose on carbon steels containing less than 0.010% carbon, and it is difficult and usually even impossible to produce steels with a constant and stable carbon content below 0.010%. Experiments with the present invention have, however, provided that blowing paths of the kind indicated by 4 in the drawing figures can be obtained, and that this thereby facilitates the formation of a steel which contains such low carbon contents, as mentioned above, but which nevertheless throughout its extent, this low carbon content is constantly maintained. In addition, this result is obtained at a time which is short in relation to the time required by the traditional methods, and nevertheless the result in these traditional methods becomes worse.
T a b a 1 1 1 i Procentuell halt Avgasningstid Procentuell halt 0 Prov nr. före avgasn. min efter avgasn.g c 0 c 0 I.. l 0,024 “ 0,068 l7 0,004 0,042 T 2 0,028 0,084 l4 0,003 0,05l _ s 0,037 0,092 21 0,005 0,047 4 0,026 0,092 24 0,008 0,067 f 0,031 ~ 0,087 27 0,012 0,064 6 0,040 0,074 31 0,0ll 0,034 7016044-8 Följande tabell l visar resultatet av ett försök, vid vilket kolstål med låg kolhalt smälts med hjälp av en 50 tons konverter, varvid halten av oxygen i stål- smältan reglerades med hjälp av aluminium efter avtappningen av stålet, vilket därefter behandlades med en avgasningsmetod, vid vilken argon blåstes genom de porösa teglen i botten av kärlet, så som ovan nämnts. ' Det bör härvid bemärkas, att proven l, 2 och 3 utfördes med den avgasnings- metod, som ingår i förfaringssättet enligt föreliggande uppfinning, medan däremot proven 4, 5 och 6 utfördes med en konventionell avgasningsmetod.T a b a 1 1 1 i Percentage content Degassing time Percentage content 0 Sample no. before exhaust. min after avgasn.gc 0 c 0 I .. l 0.024 “0.068 l7 0.004 0.042 T 2 0.028 0.084 l4 0.003 0.05l _ s 0.037 0.092 21 0.005 0.047 4 0.026 0.092 24 0.008 0.067 f 0.031 ~ 0.087 27 0.012 0.064 6 0.040 0.074 31 0.0ll 0.034 7016044-8 The following table 1 shows the result of an experiment in which low carbon steel was melted by means of a 50 ton converter, the content of oxygen in the steel melt being regulated by means of aluminum after draining the steel, which was then treated by a degassing method, in which argon was blown through the porous bricks in the bottom of the vessel, as mentioned above. It should be noted here that samples 1, 2 and 3 were carried out by the degassing method included in the process of the present invention, whereas samples 4, 5 and 6 were carried out by a conventional degassing method.
Det framgår omedelbart av tabellen, att det är möjligt att minska halten av 6 kol tämligen avsevärt under endast kort tids behandling genom att man kombinerar konventionell avgasning med avgasning, vid vilken man blåser gas genom kärlet. _ Det smälta, avgasade stålet kan härefter antingen formas till en tacka eller_ omedelbart överföras till en anläggning för kontinuerlig gjutning efter tillsats av erforderliga legeringsbeståndsdelar såsom mangan, aluminium och liknande, sedan erforderlig grad av gasfrihet blivit uppnådd.It is immediately apparent from the table that it is possible to reduce the content of 6 carbon quite considerably in only a short time of treatment by combining conventional degassing with degassing, in which gas is blown through the vessel. The molten degassed steel can then either be formed into a die or immediately transferred to a continuous casting plant after the addition of the required alloying elements such as manganese, aluminum and the like, after the required degree of gas freedom has been achieved.
Ett exempel på kontinuerlig urglödgning av stål som valts ut från ett antal stål, vilka avtappats och behandlats dels enligt föreliggande uppfinning, dels genom konventionell avgasning, skall nedan närmare behandlas: Följande tabell 2 visar resultatet av provmätningar på av dessa stål fram- ställda varmvalsade stålplåtar. Sju av de undersökta stålen, nämligen de stål, som betecknats som prov nr A, B, C, F, G, H och I erhölls genom den nämnda avgas- T a b e l l 2 1 Stål- \ Procentuell halt av följande ämnen: prov' c Mn P s N rent A1 0 A ' 0,004 0,34 0,014 0,009' 0,0012 - 0,056 1; B 0,007 0,036 0,012 0,013 0,0013 - 0,046 c 0,012 0,029 0,010 3 0,014 0,0014 - 0,042 ”fï 0 0,043 0,020 0,009 3 0,013 0,001: - 10,057 3 F 0,004 0,027 0,013 i 0,011 0,0034 0,042 - e 0,000 0,024 0,013 0,014 I 0,00s6 0,035 - H 0,013 0,026 0,014 0,012 0,0027 0,040 - 1 0,020 , 0,026 0,011 0,016 0,0042 0,033 - 0 0,054 0,025 0,010 0,013 0,0041 0,047 _ - 7016844-8 ningsbehandlingen.An example of continuous annealing of steels selected from a number of steels, which have been bottled and treated partly according to the present invention and partly by conventional degassing, will be discussed in more detail below: The following Table 2 shows the results of sample measurements on hot rolled steel sheets made from these steels . Seven of the steels examined, namely the steels designated as samples Nos A, B, C, F, G, H and I, were obtained by the aforementioned exhaust gas Table 1 1 Steel \ Percentage of the following substances: sample 'c Mn P s N rent A1 0 A '0.004 0.34 0.014 0.009' 0.0012 - 0.056 1; B 0.007 0.036 0.012 0.013 0.0013 - 0.046 c 0.012 0.029 0.010 3 0.014 0.0014 - 0.042 ”fï 0 0.043 0.020 0.009 3 0.013 0.001: - 10.057 3 F 0.004 0.027 0.013 i 0.011 0.0034 0.042 - e 0.000 0.024 0.013 0.014 I 0,00s6 0,035 - H 0,013 0,026 0,014 0,012 0,0027 0,040 - 1 0,020, 0,026 0,011 0,016 0,0042 0,033 - 0 0,054 0,025 0,0,0 0,013 0,0041 0,047 _ - 7016844-8.
Bland de i tabellen upptagna stålen behandlades stälen A och F, som avgasade utgör extremt lågt kolhaltiga stål, genom avgasning enligt föreliggande uppfinning.Among the steels listed in the table, steels A and F, which are degassed constitute extremely low carbon steels, were treated by degassing according to the present invention.
Stålen A, B och C tappades efter avgasning utan att man använde något desoxidationsf medel såsom aluminium, titan eller liknande. Stålen F, G, H och I desoxiderades med aluminium sedan erforderlig grad av gasfrihet blivit uppnådd. Ett konventionellt mjukt stål (stålet D) ävensom ett konventionellt aluminiumtätat stål (stålet J) har även medtagits för möjliggörande av jämförelse. - Följande tabell 3 visar förhållandena under varmvalsningen, för vilken de ovan nämnda stâlen utsattes. För aluminiumtätat stål studerade man förloppet vid tvâ olika temperaturnivåer för spolningen, i det att den traditionella temperaturen (den lägre studietemperaturen) ansågs otillräcklig för stabilisering av kvävgas i den kontinuerligt urglödgade produkten.Steels A, B and C were dropped after degassing without using any deoxidizing agent such as aluminum, titanium or the like. The steels F, G, H and I were deoxidized with aluminum after the required degree of gas freedom had been achieved. A conventional mild steel (steel D) as well as a conventional aluminum-sealed steel (steel J) have also been included to enable comparison. The following Table 3 shows the conditions during the hot rolling, to which the above-mentioned steels were subjected. For aluminum-sealed steel, the process was studied at two different temperature levels for the flushing, in that the traditional temperature (the lower study temperature) was considered insufficient to stabilize nitrogen gas in the continuously annealed product.
T a b e l l 3 stai- snltbehanafingstemp. Linanmgstamp. ' prov Grad Celsius Grad Celcius A ses . ßao ß sm . eso c sso em 11- sis 640 F - 1 sno mo 1= - 2 ooo s4o a - 1 ' seo f 710 e - z soc seo H - 1 sm sso n - 2 sm sm 1 - 1 sao sm 1 - 2 sm “” 540 a - 1 875 mo a - 2 ess sso Samtliga de varmvalsade stålen hade en tjocklek av mellan 2 mm och 6 mm och de blev kallvalsade ned till en för samtliga gällande tjocklek av 0,5 mm, vilket innebar en maximal tjockleksreduktion med 80,88 %. I Arbetsvillkoren under den kontinuerliga urglödgningen var följande: 7016844-8 Linjär arbetshastighet: 80 met/min.T a b e l l 3 stai- snltbehana fi ngstemp. Linanmgstamp. 'prov Grad Celsius Grad Celcius A ses. ßao ß sm. eso c sso em 11- sis 640 F - 1 sno mo 1 = - 2 ooo s4o a - 1 'seo f 710 e - z soc seo H - 1 sm sso n - 2 sm sm 1 - 1 sao sm 1 - 2 sm “” 540 a - 1 875 mo a - 2 ess sso All the hot-rolled steels had a thickness of between 2 mm and 6 mm and they were cold-rolled down to a current thickness of 0.5 mm for all, which meant a maximum thickness reduction of 80.88%. The working conditions during the continuous annealing were as follows: 7016844-8 Linear working speed: 80 met / min.
Temperatur i varmzonen: 900 - 930°C Varaktighet i varmzonen: 60 sek.Temperature in the hot zone: 900 - 930 ° C Duration in the hot zone: 60 sec.
Temperatur i våtzonen: 740 - 78000 Varaktighet i våtzonen: 60 sek.Temperature in the wet zone: 740 - 78000 Duration in the wet zone: 60 sec.
Temperatur vid inloppet till den långsamma kylzonen: 500 - 52006 Vakaktighet i den långsamma kylzonen: 80 sek.Temperature at the inlet to the slow cooling zone: 500 - 52006 Vigilance in the slow cooling zone: 80 sec.
Temperatur vid utloppet från den långsamma kylzonen: 400 - 43000 Varaktighet i den långsamma kylzonens efterzon: 80 sek.Temperature at the outlet from the slow cooling zone: 400 - 43000 Duration in the rear zone of the slow cooling zone: 80 sec.
Valshastigheten vid härdningen var sådan, att nedvalsningen skedde till 0,8 % resp. l,5 %. Följande tabeller 4 anger de värden, som erhölls vid mekaniska ~ prov på de i tabell 3 angivna stålen. Tabellen är uppdelad i tre undertabeller 4 - T, 4 - 2 och 4 - 3. g ' Tabellen 4 - l anger resultatet av en serie hållfasthetsprovningar och liknande provningar, som verkställdes på stålet utan tillsats av något desoxida- tionsmedel, såsom titan, aluminium eller liknande. Tabellen 4 - 2 anger motsvarande provningsresultat på aluminiumtätat stål, vid vilket aluminium hade tillsatts sedan önskad gasfrihet hade blivit uppnådd, varefter stålet varmvalsades och spolades upp vid tämligen hög temperatur av mellan 670 och 700°C. Tabellen 4 - 3 anger motsvarande värden för stål, som lindats upp vid temperaturer under 57000. » s T a b e l l 4 - l Stål- Sträck- Förläng- Draghåll- Total för- Erichsen- Faktorn Åldrings- prov ' gräns ning fasthet längning _ värde - index kglmmz % kg/mmz % mm r kg/mmz 8; A 20,8 o 30,8 47,8 10,8 1,71 6,4 »å B 23,7 0 32,6 43,4 -« l0,4 l,53 6,6 _; c 25,4 o 34,8 39,8 'T 9,8 1,44 7,3 E? p 26,1 o 38,1 35,6 8,7 1,36 7,2 i Piattjockiek 0,5 mm Fä, 7016844-8 T a b e 1 1 4 - 2 Ståi- Sträck- Förläng- Draghâ11- Tota1 för- Erichsen- Faktorn Å1drings- prov gräns ning fasthet 1ängning värde - index I kg/mmz % kg/mmz % mm r kg/mmz F-1 18,6 0 30,2 46,7 10,6 1,46 4,2 G-1 21,4 0 32,5 43,6 10,4 1,42 5,0 H-1 23,6 0 35,7 38,4 9,3 1,37 6,4 I-1 24,2 O 36,7 37,2 9,5 1,38 6,5 J-1 23,8 0 35,8 39,9 9,0 1,39 5,7 P1âttjock1ek 0,5 mm ' T a b e 1 1 4 - 3 Stå1- Sträck- För1äng- Draghå11- Tota1 för- Erichsen- Faktorn Åidrings- prov gräns ning fasthet 1ängning värde - index kg/mmz % kg/mmz %- mm r kg/mmz F-2 21,3 0 31,3 45,4 10,1 1,39 7,2 G-2 23,4 0 33,6 40,1 9,8 1,25 7,1 H-2 25,0 0 36,5 35,4 8,9 1,26 7,2 I-Z -26,5 0 36,9 35,7 8,7 1,18 7,0 J-2 26,1 0 37,2 37,2 8,8 1,12 7,4 P1åttjock1ek 0,5 mm Det framgår av de ovan refererade värdena, att vid de stå1, tí11 vi1ka man inte hade ti11satt något desoxidatíonsmede1 såsom aiuminium, titan e11er 1iknande, de erhå11na värdena var k1art oförde1aktígare än som skulle ha kunnat förväntas med hänsyn ti11 ökningen av ha1ten av ko1. Vid ett van1igt ka11va1sat stål kan man endast erhå11a de för dragning erforder1iga egenskaperna, om stå1et har en ko1ha1t av mindre än 0,010 %. För ett sådant stål gä11er eme11ertid, att även om vissa egenskaper såsom sträckgränsen och åïdringsegenskaperna är täm1igen dåliga, så har detta stå1 dock en anmärkningsvärt hög dragbarhet, dvs. högt Lankford-värde, jäm- fört med a1uminiumtätade stâ1 i tabe11erna 4 - 2 och 4 - 3. Å1dringsegenskaperna hos ett a1uminiumtätat stå1, som 1indats vid en tempera- 7016844-8 tur av mindre än 570°C efter företagen varmvalsning, är sämre, vilket antyder otill- räcklig upplagring av AlN. Detta stål har dessutom mycket dåliga dragningsegenskaper.The rolling speed during curing was such that the rolling down took place to 0.8% resp. 1.5%. The following Tables 4 indicate the values obtained from mechanical tests on the steels given in Table 3. The table is divided into three sub-tables 4 - T, 4 - 2 and 4 - 3. g 'Table 4 - 1 shows the results of a series of strength tests and similar tests, which were performed on the steel without the addition of any deoxidizing agent, such as titanium, aluminum or similar. Table 4 - 2 shows the corresponding test results on aluminum-sealed steel, to which aluminum had been added after the desired gas freedom had been achieved, after which the steel was hot-rolled and rinsed at a fairly high temperature of between 670 and 700 ° C. Table 4 - 3 gives the corresponding values for steel wound up at temperatures below 57000. »T Table 4 - l Steel- Elongation- Elongation- Tensile strength- Total pre- Erichsen- Factor Aging test 'Limitation strength elongation _ value - index kglmmz% kg / mmz% mm r kg / mmz 8; A 20.8 o 30.8 47.8 10.8 1.71 6.4 »å B 23.7 0 32.6 43.4 -« l0.4 l, 53 6.6 _; c 25.4 o 34.8 39.8 'T 9.8 1.44 7.3 E? p 26.1 o 38.1 35.6 8.7 1.36 7.2 i Piattjockiek 0.5 mm Fä, 7016844-8 T abe 1 1 4 - 2 Ståi- Stretch- Extend- Draghâ11- Tota1 för- Erichsen - Factor Age test Limitation strength Elongation value - Index I kg / mmz% kg / mmz% mm r kg / mmz F-1 18.6 0 30.2 46.7 10.6 1.46 4.2 G- 1 21.4 0 32.5 43.6 10.4 1.42 5.0 H-1 23.6 0 35.7 38.4 9.3 1.37 6.4 I-1 24.2 O 36 , 7 37.2 9.5 1.38 6.5 J-1 23.8 0 35.8 39.9 9.0 1.39 5.7 P1âttjock1ek 0,5 mm 'T abe 1 1 4 - 3 Stå1 - Elongation- Extension- Drawbar11- Total1 for- Erichsen- Factor Irradiation test limitation strength 1Elongation value - index kg / mmz% kg / mmz% - mm r kg / mmz F-2 21.3 0 31.3 45.4 10.1 1.39 7.2 G-2 23.4 0 33.6 40.1 9.8 1.25 7.1 H-2 25.0 0 36.5 35.4 8.9 1.26 7.2 IZ -26.5 0 36.9 35.7 8.7 1.18 7.0 J-2 26.1 0 37.2 37.2 8.8 1.12 7.4 P1åttjock1ek 0.5 It appears from the values referred to above that in the case where no deoxidizing agent such as aluminum, titanium or the like had been added, the values obtained were clearly more ineffective than so m could have been expected in view of the increase in the ha1ten of ko1. In the case of an ordinary calibrated steel, the properties required for drawing can only be obtained if the steel has a carbon content of less than 0.010%. For such a steel, however, even if certain properties such as the yield strength and the weathering properties are rather poor, this steel has a remarkably high tensile strength, i.e. high Lankford value, compared with aluminum-sealed steels in Tables 4 - 2 and 4-3. which indicates insufficient storage of AlN. This steel also has very poor tensile properties.
Stål, som varmvalsats och därefter lindats vid temperturer över 65000, företer av- sevärt mycket bättre dragningsegenskaper.Steel, which has been hot-rolled and subsequently wound at temperatures above 65,000, exhibits considerably better tensile properties.
Man kan i det sistnämnda fallet också klart iaktta inverkan av kolhalten.In the latter case, the effect of the carbon content can also be clearly observed.
De båda stâlen H och I, i vilka kolhalten inte sjunkit nämnvärt, se tabell 2, företer en försämring i fråga om åldringsegenskaperna och den totala förlängningen, så att man därav kan dra slutsatsen, att man bör minska kolhalten till mindre än 0,0l0 %, åstadkommen under avgasningsprocessen. Detta innebär, att kallvalsad stålplåt bör ha en mycket god dragbarhet, om de framställs genom kontinuerlig ut- glödgning av aluminiumtätat utgångsmaterial sedan man minskat kolhalten till ß mindre än 0,010 %, och avslutat förbehandlingen genom en varmvalsning och lindning vid en temperatur, som är tillräckligt hög för att åstadkomma utfällning av aluminiumnitrid. 0 ' Det har av andra prov framgått, att utfällningen av aluminiumnitrid i hög grad beror på halten av rent aluminium i stålet, och att ett stål, som innehåller mer än 0,020 % rent aluminium fordrar en lindningstemperatur av mer än 630°C.The two steels H and I, in which the carbon content has not dropped significantly, see Table 2, show a deterioration in the aging properties and the total elongation, so that it can be concluded that the carbon content should be reduced to less than 0.0l0%. , achieved during the degassing process. This means that cold-rolled steel sheets should have a very good drawability if they are produced by continuous annealing of aluminum-sealed starting material after reducing the carbon content to ß less than 0.010%, and finishing the pre-treatment by hot rolling and winding at a temperature which is sufficient high to cause precipitation of aluminum nitride. Other tests have shown that the precipitation of aluminum nitride depends to a large extent on the content of pure aluminum in the steel, and that a steel containing more than 0.020% pure aluminum requires a winding temperature of more than 630 ° C.
Det är fördelaktigt, om halten av i stålet lösta ämnen såsom kol, nitrogen, mangan, aluminium och liknande såväl som halten av övriga föroreningar är så låg som möjligt, i det att tillväxten av kornstorleken såväl vid tiden under lindningena vid hög temperatur som under den kontinuerliga urglödgningen därigenom befordras.It is advantageous if the content of substances dissolved in the steel such as carbon, nitrogen, manganese, aluminum and the like as well as the content of other impurities is as low as possible, in that the growth of the grain size both at the time during the high temperature windings and during the continuous annealing is thereby promoted.
Det är~även önskvärt, att sluttemperaturen vid varmvalsningen är så hög som möjligt.It is also desirable that the final temperature of the hot rolling be as high as possible.
Stål, som framställts enligt föreliggande uppfinning, kan gjutas i kontinuer- ligt gjutningsförlopp på samna sätt som sådana stål, vilka blivit desoxiderade med aluminium, även om man inte tillsätter något desoxidationsmedel såsom aluminium, titan eller liknande, eftersom stålen inte företer någon alstring av gasbubblor under gjutningen utan företer samma gynnsamma egenskaper i fråga om homogenisering av gjutgodset som goda aluminiumtätade stål.Steels made according to the present invention can be cast in a continuous casting process in the same manner as such steels which have been deoxidized with aluminum, even if no deoxidizing agent such as aluminum, titanium or the like is added, since the steels do not produce gas bubbles. during casting but exhibits the same favorable properties in terms of homogenization of the casting as good aluminum-sealed steels.
Det är sålunda möjligt att framställa kallvalsad stålplât enligt det av före- liggande uppfinning omfattade förfaringssättet, vilka är synnerligen väl lämpade för dragning, och vilka har utomordentligt goda'bch likformiga egenskaper, samti- digt som det är möjligt att på-ett mycket ekonomiskt sätt urglödga dessa stål.It is thus possible to produce cold-rolled steel sheet according to the method of the present invention, which are particularly well suited for drawing, and which have extremely good and uniform properties, while at the same time being possible in a very economical way. anneal these steels.
Till detta kommer, att stål, som framställts enligt uppfinningen, har en omfattande användning även för andra ändamål, t.ex. för ytbehandling och därefter följande dragning.In addition, steel produced according to the invention has an extensive use also for other purposes, e.g. for surface treatment and then subsequent drawing.
Claims (4)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10496969 | 1969-12-27 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE405984B true SE405984B (en) | 1979-01-15 |
Family
ID=14394916
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE7016844A SE405984B (en) | 1969-12-27 | 1970-12-14 | KIT FOR MANUFACTURE OF COLD ROLLED STEEL, SUITABLE FOR DEEP DRAWING |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US3821031A (en) |
| CA (1) | CA931483A (en) |
| DE (1) | DE2063605A1 (en) |
| FR (1) | FR2072077B1 (en) |
| GB (1) | GB1308167A (en) |
| NL (1) | NL7018317A (en) |
| SE (1) | SE405984B (en) |
| ZA (1) | ZA708646B (en) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3988173A (en) * | 1972-04-03 | 1976-10-26 | Nippon Steel Corporation | Cold rolled steel sheet having excellent workability and method thereof |
| US3988174A (en) * | 1972-04-03 | 1976-10-26 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet having excellent workability and method thereof |
| US4066474A (en) * | 1974-01-31 | 1978-01-03 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of making high strength cold reduced steel by continuous annealing process |
| GB1464232A (en) * | 1974-04-26 | 1977-02-09 | Nippon Kokan Kk | Method of making cold-reduced al-killed steel strip for press- forming by continuous casting and continuous annealing process |
| US4144379A (en) * | 1977-09-02 | 1979-03-13 | Inland Steel Company | Drawing quality hot-dip coated steel strip |
| AU505774B2 (en) * | 1977-09-09 | 1979-11-29 | Nippon Steel Corporation | A method for treating continuously cast steel slabs |
| FR2433583A1 (en) * | 1978-08-18 | 1980-03-14 | Nippon Steel Corp | TANK FOR TAKING METAL FROM A MOLTEN METAL BATH FOR ITS TREATMENT |
| JPS6044376B2 (en) * | 1978-10-21 | 1985-10-03 | 新日本製鐵株式会社 | A method for manufacturing cold rolled steel sheets using continuous heat treatment that is non-aging and has excellent deep drawing workability. |
| JPS58136721A (en) * | 1982-02-09 | 1983-08-13 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing cold rolled steel sheet with excellent workability |
| FR2678641B1 (en) * | 1991-07-04 | 1998-11-20 | Lorraine Laminage | IMPROVED STAMPING STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING SHEETS FOR STAMPING. |
| US5603749A (en) * | 1995-03-07 | 1997-02-18 | Bethlehem Steel Corporation | Apparatus and method for vacuum treating molten steel |
| FR2838990B1 (en) * | 2002-04-29 | 2006-03-03 | Mannesmann Roehren Werke Ag | PROCESS FOR MANUFACTURING ALUMINUM QUIET STEEL |
-
1970
- 1970-12-14 SE SE7016844A patent/SE405984B/en unknown
- 1970-12-16 NL NL7018317A patent/NL7018317A/xx unknown
- 1970-12-17 GB GB5985570A patent/GB1308167A/en not_active Expired
- 1970-12-23 CA CA101406A patent/CA931483A/en not_active Expired
- 1970-12-23 ZA ZA708646A patent/ZA708646B/en unknown
- 1970-12-23 DE DE19702063605 patent/DE2063605A1/en active Pending
- 1970-12-24 US US00101317A patent/US3821031A/en not_active Expired - Lifetime
- 1970-12-24 FR FR7046698A patent/FR2072077B1/fr not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE2063605A1 (en) | 1971-07-15 |
| US3821031A (en) | 1974-06-28 |
| FR2072077A1 (en) | 1971-09-24 |
| CA931483A (en) | 1973-08-07 |
| FR2072077B1 (en) | 1974-04-26 |
| NL7018317A (en) | 1971-06-29 |
| ZA708646B (en) | 1971-11-24 |
| GB1308167A (en) | 1973-02-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5453884B2 (en) | Steel plate for high-strength container and manufacturing method thereof | |
| US4576656A (en) | Method of producing cold rolled steel sheets for deep drawing | |
| EP4198158A1 (en) | Steel board for polar marine engineering and preparation method therefor | |
| CN114457265B (en) | High-strength high-fatigue-performance 6-series aluminum alloy, gas cylinder and preparation method thereof | |
| CN101983251A (en) | High-strength steel plate for a can and method for manufacturing said high-strength steel plate | |
| SE405984B (en) | KIT FOR MANUFACTURE OF COLD ROLLED STEEL, SUITABLE FOR DEEP DRAWING | |
| WO2022145061A1 (en) | Steel material | |
| KR100828472B1 (en) | Manufacturing method of high nitrogen ultra low carbon steel | |
| WO2022145068A1 (en) | Steel material | |
| US4014683A (en) | Method of making Drawing Quality steel | |
| US4023987A (en) | Method of producing soft thin steel sheet by continuous annealing | |
| SE426405B (en) | PROCEDURE FOR MANUFACTURING PLATES OR BANDS OF FERRITIC, STABILIZED, STAINLESS CHROME-MOLYBDEN-NICKEL STEEL | |
| JP3807304B2 (en) | Method for producing rolled material for ultra-low carbon steel sheet with high age hardening | |
| JP2001020033A (en) | Non-heattreated high tensile strength steel excellent in toughness of base material and weld heat-affected zone | |
| JPH0530888B2 (en) | ||
| US4168181A (en) | Wire manufacture | |
| JPH05331593A (en) | Hot rolled steel plate for porcelain enameling increasing strength after firing of porcelain enameling and its production | |
| RU2336321C1 (en) | Tube stock out of low carbon steel | |
| WO2022145069A1 (en) | Steel material | |
| JP2001247917A (en) | Method for producing steel sheet containing extra-low carbon for can | |
| JP3807297B2 (en) | Method for producing ultra-low carbon steel with high nitrogen concentration | |
| RU2336326C1 (en) | Tube stock out of micro alloyed manganese containing steel | |
| JPS633930B2 (en) | ||
| JPS6013052A (en) | Cold rolled steel sheet for extremely deep drawing | |
| JP3444255B2 (en) | Cast article and method of manufacturing the same |