DE2362658C3 - Verfahren zum Herstellen von Stahlblech mit hervorragender Preßverformbarkeit - Google Patents

Verfahren zum Herstellen von Stahlblech mit hervorragender Preßverformbarkeit

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DE2362658C3
DE2362658C3 DE2362658A DE2362658A DE2362658C3 DE 2362658 C3 DE2362658 C3 DE 2362658C3 DE 2362658 A DE2362658 A DE 2362658A DE 2362658 A DE2362658 A DE 2362658A DE 2362658 C3 DE2362658 C3 DE 2362658C3
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Description

Nb%
Zr% 7,6
größer als der Prozentgehalt des Kohlenstoffs in dem Stahl ist, dadurch gekennzeichnet, daß die Endtemperatur beim Warmwalzen bei 7500C oder tiefer liegt und das Blech nach dem Warmwalzen rekristallisiert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Walzgrad bei der Verformung unter 8000C wenigstens 40% der Stärke des Materials bei 800C C beträgt
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Endwalztemperatur 400 bis 750° C beträgt.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 und 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Rekristallisation bei einer Temperatur zwischen der Rekristallisationstemperatur und dem As-Umwandlungspunkt erfolgt.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche I bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Rekristallisieren durch Kastenglühen, Glühen im offenen Bund oder kontinuierliches Glühen erfolgt.
6. Anwendung des Verfahrens nach einem der vorhergehenden Ansprüche auf einen Stahl, der nicht mehr als 0,03% C, 0,1 bis 03% Mn und 0,01 bis 0,15% Al enthält.
7. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 2—6 auf einen beruhigten Stahl, der zusätzlich zu den in Anspruch 1 genannten Elementen wenigstens eines der folgenden Elemente in einer Menge von jeweils nicht mehr als 0,15% P, 0,10% W, 0,10% Mo, 0,3% Cr, 03% Cu und 0,4% Si enthält.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von Stahlblech mit hervorragender Preßverformbarkeit aus einem beruhigten Stahl mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,10% C, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005 bis 0,15% Al sowie wenigstens einem der Metalle Ti, Nb und Zr, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Summe von
Ti% 4
Nb % 7,8
Zr % 7.6
größer als der Prozentgehalt des Kohlenstoffs in dem Stahl ist.
Eine der wichtigsten Eigenschaften für Stahlbleche zur Verwendung für komplizierte Preßverformungen ist die Tiefziehfälligkeit. Diese Eigenschaft ist um so besser, je größer die Anzahl der |111 (-Ebenen parallel zur Oberfläche des Stahlblechs oder je geringer die Zahl der |100|-Ebenen ist. Dies kann mittels des Rankford-Werts oder des Fukul-Versuches (Conical-Cup-Test) bewertet werden.
Es sind bereits verschiedene Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit hervorragender Tiefziehfähigkeit bekannt Beispielsweise ist ein derartiges Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs aus aluminiumberuhigtem oder titanhaltigem Stahl in der US-PS 35 22110 beschrieben. Derartige Stahlbleche mit guter Tiefziehbarkeit wurden
ίο jedoch nur durch Anlassen des warmgewalzten Stahlbands nach dem Kaltwalzen hergestellt
Es sind ferner bereits verschiedene Versuche unternommen worden, ein warmgewalztes Stahlblech mit guter Kaltverformbarkeit, insbesondere Tiefziehfä-
ij higkeit herzustellen, dessen Eigenschaften ebenso gut wie diejenigen von kaltgewalztem Stahlblech sind. Diese Versuche führten jedoch aus folgenden Gründen bisher nicht zum Erfolg:
Kaltgewalztes Stahlblech weist ein Gefüge auf, bei
zo welchem die hohe Dichte der jlll}-Ebenen durch das Kaltwalzen und das anschließende Anlassen erzielt wird. Aus diesem Grund wird der Rankfort-Wert (r-Wert), welcher ein Maß für die Tiefziehfähigkeit darstellt, ebenfalls groß, nämlich über 1,2.
Andererseits wird das Gefüge des Stahls bei warmgewalztem Stahlblech aufgrund dery-«-Umwandlung nach dem Warmwalzen zufällig. Aus diesem Grund kann ein heißgewalztes Stahlblech mit einem r-Wert von über 1,0 auf diesem Weg nicht hergestellt werden.
Es ist derzeit allgemein üblich, das Warmwalzen über dem Aj-Umwandlungspunkt oder gewöhnlich über 86O0C bei derartigen Stahlblechen für Tiefziehzwecke durchzuführen. In diesem Fall ist jedoch die Tiefziehfähigkeit beträchtlich schlechter als bei kaltgewalztem Stahlblech, da die axiale Dichte der (111 (-Ebenen parallel zur Oberfläche des Stahlblechs einen niedrigen Wert in der Größenordnung von I aufweist und kristallographisch praktisch unter Zufallsbedingungen angeordnet ist. In einem speziellen Fall kann ein warmgewalztes Stahlblech mit geringer Streckgrenze hergestellt werden, indem man die Endbearbeitungstempcratur auf etwa 8000C senkt. In diesem Fall wird das Stahlblech weich, aber die axiale Dichte der Ebene (100) parallel zur Oberfläche ist beträchtlich erhöht und aus diesem Grund wird die Tiefziehbarkeit des Stahls so schlecht, daß er nicht als Stahlblech für Tiefziehzwecke verwendet werden kann. Aus diesem Grund eignet sich zum Tiefziehen nur ein kaltgewalzter Stahl, der mittels des erstgenannten Verfahrens hergeste'lt werden kann.
so Der Nachteil von kaltgewalztem Stahl besteht jedoch darin, daß die Herstellungskosten aufgrund der umständlichen Verfahrensstufen im Vergleich zu warmgewalztem Stahlblech hoch sind. In neuerer Zeit wurden Untersuchungen zur Verbes serung der Tiefziehfähigkeit ausgeführt, bei welchen nach dem Warmwalzen eine Rekristallisationsbehandlung ohne Kaltwalzen erfolgt. Falls man eine hervorragende Tiefziehbarkeit durch Warmwalzen eines niedriggekohlten Stahls erzielen will, ist es unvermeidbar,
to die Endbearbeitungstemperatur auf 55O°C oder darunter zu senken, da die gewünschte Wirkung sonst nicht zu erzielen ist.
Das Walzen bei derart niedriger Temperatur beeinträchtigt aber nicht nur die Produktionskapazität
f>5 stark, sondern erfordert auch eine Erhöhung des Walzdrucks. Aufgrund dieser Tatsachen besteht Bedarf na«h einem Verfahren, bei welchem die Walztemperatur beim Warmwalzen möglichst stark erhöht werden
kann und trotzdem ein Stahlblech mit hervorragender Tiefziehfähigkeit erhalten wird.
Es wurde nun gefunden, daß man einen Stahl mit hervorragender Tiefziehfähigkeit herstellen kann, wenn man die Bestandteile des Stahls und die Bedingungen für das Warmwalzen des Materials auf einen bestimmten Bereich begrenzt und das Warmwalzen und das anschließende Rekristallisieren ohne Kaltwalzen ausführt
Aufgabe der Erfindung ist daher die Schaffung eines Verfahrens zum Herstellen eines Stahls mit hervorragender Preßverformbarkeit durch Warmwalzen bei niedrigen Temperaturen und anschließendes Rekristallisieren ohne Kaltwalzen nach dem Warmwalzen.
Die Besonderheit der Erfindung besteht darin, daß die Endtemperatur beim Warmwalzen bei 7500C oder tiefer liegt und das Blech nach dem Warmwalzen rekristallisiert wird.
Tabelle I
Chemische Zusammensetzung der Stähie
Gemäß einer weiteren Ausbildung des erfindungsgemäßen Verfahrens kann der beruhigte Stahl zusätzlich wenigstens eines der folgenden Elemente in den angegebenen Mengenverhältnissen enthalten; nicht mehr als 0,15% P, nicht mehr als 0,10% W, nicht mehr als 0,10% Mo, nicht mehr als 0,3% Cr, nicht mehr als 0,3% Cu und nicht mehr als 0,4% Si.
Die Erfindung wird nun anhand der folgenden Versuchsergebnisse und dei Beispiele weiter erläutert:
Ein Barren der in der folgenden Tabelle I angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde auf 12400C erhitzt und hieraus ein Stahlblech mit einer Stärke von 2,7 mm unter den in Tabelle II aufgeführten Bedingungen hergestellt Der im Fukui-Versuch ermittelte Durchmesser D0 der bis zum Eintritt des Bruches tiefgezogenen konischen Ronde ist ebenfalls in Tabelle II aufgeführt
Si
Mn
Al
Tr
Ti Nb Zr
4 * 7,8 + 7.6
A 0,007 0,02 0,20 0,019 0,013 0,0051 B 0,054 0,01 0,31 0,018 0,012 0,0025 Λ: Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl (vgl. Anspruch I).
Tabelle II
Konischer Tassen-V/erl (mm) von Stahlblechen
0,004
0,034
0,0il
0,005
0,09
0,022
; 0,001
Bekannte
Verfahren
Erfindungsgemäße
Verfahren
llerstellungsbeuingungen Wärmebehandlung nach dem Ai*) < mm) B r-Wert B
Warmwalz- Warmwalzen A A
endtempe-
ratur keine (650 C Haspeltemperatur) 86,5 0,85
900 C keine (700 C Haspeltemperatur) 85,4 88,5 0,90 0,72
820 C 87,5 89,0 0,80 0,65
750 C 85,0 88,1 0,91 0,60
700 C Kastenglühen (4 Std. bei 700 C) 80,3 Erfin- 87,1 1,01 0,63
600 C 76,4 dungs,- 86,0 1,15 0,80
500 C 76,0 gemäß 80,2 1,23 0,95
400 C 75,5 1,34
*) Bemerkungen: Rondenstärke: 2,7 mm. Stanzstück-Durchmesser beim Fukui-Versuch: 108 mm.
Wie sich aus Tabelle II ergibt, nimmt die Tiefziehfähigkeit ab, wenn eine geringere Warmwalzendtemperatur als die übliche Warmwalzendtemperatur 9000C angewendet wird. Die Tiefziehfähigkeit nimmt aber wieder zu, wenn die Warmwalzendtemperatur weiter gesenkt wird. Es ist dann offensichtlich, daß die Tiefziehfähigkeit des Vergleichsstahls B gleich oder besser als bei einem bei 9000C bearbeiteten Stahlblech wird, wenn die Endbearbeitungstemperatur auf etwa 5500C oder darunter gesenkt wird. Im Gegensatz hierzu weist der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl A, der bei einer Endwalztemperatur von 7500C oder darunter warmgewalzt und dann angelassen wurde, eine Tiefziehbarfähigkeit auf, die besser als bei einem bei 9000C Endtemperatur gewalzten Stahlblech ist und die wesentlich höher als bei dem Stahl B bei gleicher Endwalztemperatur ist.
Ai1S den nachfolgenden Untersuchungen ergibt sich, daß zur Herstellung eines Stahlblechs mit derart hervorragender Tiefziehbarkeit die folgenden Bedingungen eingehalten werden müssen:
Eine dieser Bedingungen beruht darauf, daß die chemische Zusammensetzung des Stahls aus einer Kombination von Elementen bestehen muß, welche die Rekristallisationstemperatur des kaltgewalzten Mateto rials erhöhen. Gleichzeitig muß nicht nur die Rekristallisationstemperatur erhöht werden, sondern es muß auch eine Ausscheidung beim Warmwalzen erzielt werden, die sich zum Entwickeln der Axialdichte von (111 (-Ebenen parallel zur Oberfläche des Stahlblechs während der Rekristallisationsbehandlung eignet.
Zu diesem Zweck soll der erfindungsgemäße Stahl folgende Zusammensetzung aufweisen: nicht mehr als 0.10% C: 0.05 bis 1.0% Mn; 0,005 bis 0,15% Al und
wenigstens eines der Elemente Ti, Nb oder Zr, wobei, wenn eines dieser Elemente zugegeben wird,
Ti% . Nb % _H , Zr % C% > 4, -c-%- > 7.8 oder c%
7.6
sein muß. Falls Ti, Nb oder Zr gemeinsam zugegeben werden, werden die charakteristischen Eigenschaften des Produkts stärker stabilisiert. Dann muß die folgende Ungleichung bei der prozentualen Zusammensetzung des Stahls erfüllt sein:
Ti %
Nb %
7,8
Zr % 7,6
Gegebenenfalls sollen jeweils nicht mehr als 0,15% P, 0,10% W, 0,10% Mo, 0^% Cr, 03% Cu und 0,4% Si allein oder in Kombination zugegeben werden.
Der Kohlenstoffgehalt soll bis zu 0,10% betragen. Falls der Kohlenstoffgehalt über 0,10% liegt, wird nicht nur die Tiefziehfähigkeit beeinträchtigt, sondern es müssen auch größere Mengen an Ti, Nb oder Zr zugegeben werden, wodurch die Kosten des Stahls steigen. Ferner ist bei zunehmendem Kohlenstoffgehalt eine Erhöhung der Glühtemperatur zur Auflösung von TiC, NbC oder ZrC erforderlich und der Wirkungsgrad beim Warmwalzen wird stark herabgesetzt. Aus diesem Grund soll der Kohlenstoffgehalt vorzugsweise 0,03% oder weniger betragen, falls keine höhere Festigkeit des Bleches verlangt wird. Die Tiefziehfähigkeit wird ferner verbessert, wenn der Kohlenstoffgehalt mittels einer Vakuumentgasungsbehandlung und dergleichen auf 0,02% oder weniger gesenkt wird.
Mn ist in einer Menge von wenigstens 0,05%, vorzugsweise von wenigstens 0,1%, zum Zweckt der Desoxidation und Verhinderung der Warmrißneigung erforderlich. Die Tiefziehfähigkeit verringert sich jedoch, falls die Menge an Mn mehr als 1,0% beträgt. Falls keine starke Beanspruchung der Festigkeit des Stahlblechs zu erwarten ist, soll der Mangangehalt vorzugsweise 0,5% oder weniger im Hinblick auf die bessere Tiefziehbarkeit betragen.
Al ist in einer Menge von wenigstens 0,005%, vorzugsweise wenigstens 0,01%, zur Desoxidation erforderlich. Falls der Aluminiumgehalt jedoch mehr als 0,15% beträgt, werden hierdurch die Reinheit des Stahls und der Oberflächenzustand verschlechtert.
P dient sowohl zur Verbesserung der Korrosionsfestigkeit gegen Witterungseinflüsse als auch zur Verbesserung der Tiefziehfäliigkeit und kann in einer Menge von 0,15% oder weniger zugegeben werden, da eine größere Menge als 0,i5% eine Härtung des Stahls bewirkt.
W und Mo verbessern die Tiefziehfähigkeit. Der Anteil an W und Mo kann bis zu 0,10% betragen, da eine größere Menge als 0,10% praktisch keinen weiteren Vorteil bringt.
Cr und Cu verbessern die Korrosionsbeständigkeit gegen Witterungseinflüsse. Der Gehalt an Cr und Cu kann bis zu je 0,3% betragen, da durch größere Mengen praktisch keine weitere Wirkung erzielt wird.
Der Gehalt an Si kann bis zu 0,4% betragen. Falls er höher als 0,4% liegt, wird die Verformbarkeit des Materials beeinträchtigt.
Zusätzlich zu den obengenannten Bedingungen für die Zusammensetzung des Stahls müssen die Walzbo dingungen eingehalu.ii werden. Um in wirksamer Weise fein verteilte Ausscheidungen von TiC, NbC bzw. ZrC zu erzielen, die zur Erhöhung der Rekristallisationstenv peratur und zu einer für die Tiefziehfähigkeit erwünschten Struktur bei der Rekristallisationsbehandlung nach dem Warmwalzen führen und um eine Kaltverformung in dem gewalzten Material beizubehalten, muß die Endverformungstemperatur auf 7500C oder darunter gehalten werden. Falls sie über 7500C liegt, ist die Tiefziehfähigkeit des Stahlblechs, selbst bei anschließender Rekristallisationsbehandlung, geringer als bei einem
ig warmgewalzten Stehlblech, das in üblicher Weise über dem A3-Umwandlungspunkt endgewalzt wurde. Mit sinkender Endwalztemperatur wird die Tiefziehfähigkeit verbessert, wie aus Tabelle II ersichtlich ist Vorzugsweise soll also die Endverformungstemperatur möglichst niedrig liegen. Eine Endwalztemperatur unter 4000C ist aber praktisch nicht anwendbar, da der Verformungswiderstand des Stahlblechs derartig stark ansteigt, daß der Walzdruck größer gemacht werden muß, ohne daß eine bessere Tiefziehfähigkeit erzielt
ίο wird. Zusätzlich zur Regelung i":d Begrenzung der Endwalztemperatur wird die Tiefziehfähigkeit weiter
verbessert, falls die Gesamtreduktion unter 800° C 40% oder mehr der Stärke des Materials bei 800° C beträgt.
Bei dem kontinuierlichen Endwalzen wird durch Begrenzung der Endwalztemperatur auf 7500C oder darunter eine bessere Tiefziehfähigkeit des Stahlblechs als bei dem herkömmlichen Verfahren erzielt, bei welchem das Walzen bei einer Temperatur über dem Aj-Umwandlungspunkt ausgeführt wird.
Bei der Erfindung erfolgt nach dem oben beschriebenen Walzen eine Rekristallisationsbehandlung, um die in dem gewalzten Material vorhandene Verformung aufzuheben und die axiale Dichte der (lil)-Ebenen parallel zur Oberfläche des Stahls zu bewirken, die für
die Tiefziehfähigkeit wichtig ist. Diese Rekristallisationsbehandlung wird durch Erhitzen auf Temperaturen zwischen der Rekristallisationstemperatur und dem A3-Umwandlungspunkt ausgeführt, beispielsweise durch Kastenglühen, Glühen in offenem Bund, kontinuierliches Glühen etc. Falls diese Glühung unter der Rekristallisationstemperatur ausgeführt wird, wird nicht nur die Verformung nicht vollständig aufgehoben, sondern es wird auch keine für die Tiefziehfähigkeit erwünschte Gefügestruktur erzielt. Wenn das Anlassen ferner über dem A3-Umwandlungspunkt ausgeführt wird, so erhält man praktisch eine Umwandlungsstruktur, die eine geringere Tiefziehfähigkeit zur Folge hat.
Beispiel
Ein Stahl der in Tabelle 111 aufgeführten chemischen Zusammensetzung wurde in einem Konverter geschmolzen und dann in an sich bekannter Weise zu einem Barren verarbeitet. Der Barren wurde auf etwa 12000C erhitzt und dann in einem kontinuierlichen Warmwalzwerk bei drei verschiedenen Endwalztemperaturen von 55O0C, 6500C und 74O0C warmgewalzt, anschließend mit Wasser gekühlt und dann gehaspelt. Danach wurde vier Stunden lang ein Kastenglühen bei 7000C oder eic 5 Minuten dauerndes kontinuierliches
(.0 Glühen bei 85O0C ausgeführt. Der D0-Wert und die axiale Dichte der JHI)- und jiOÖ}-Ebenen parallel zur Oberfläche bei dem oben beschriebenen Stahlblech und einem gleichen Stahlblech, das bei einer üblichen Endwalztemperatur von 9000C warmgewalzt wurde, sind in Tabelle IY bzw. Tabelle V aufgeführt. Die Stärke des Stahlblechs betrug in jedem Fall 2,7 mm.
Wie sich aus Tabelle IV ergibt, weist das erfindungsgemäße Stahlblech eine große axiale Dichte der
(111|-Ebcnen und eine hervorragende Tiefziehfähigkeit im Vergleich mit dem Stand der Technik auf. Diese Tiefziehfähigkeit ist vergleichbar mit derjenigen von kaltgewalztem Stahlblech.
Libelle III
( !lcmische /usiimmcnscl/ιιημ des bei dem Beispiel verwendeten Sliihls
Mn
I'
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Kiislcngli'ihcn slahl 2.1/1.3
700 C; 4 Std. ( I) I I 6.9/0.9
Vcrgleichssiahl 900 ( l.o/l.l 1.1/1.2 1.0/1.0 i.o/i.i 7.8/1.0
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550 C I		 Kastenglühc-n,
4 Std. bei 700 C		 0,67
0,63
0,75		 0.90
1,05
1.17		 0.91
1.02
1.05
740 C I
650 C		 Kontinuierliches
Glühen. 5 Min. bei		 0.63
0.60		 0,89
1.00		 0.87
1.03
550 C ! 850 ( 0,69 1.12 1.05
0.87 0.90
0,93 0,95
1,07 1,02
1,21 1.20
0,90 0,95
1,05 I.IO
1,17 1,18
_ . . . _ wurde der Stahl durch vierstündiges Erhitzen auf 70O°C
BelsP'el 2 rekristallisiert.
Der in Tabelle I aufgeführte Stahl wurde nach so In der folgenden Tabelle Vl sind die Herstellungsbe-
Erhitzen auf 1150°C warmgewalzt, wobei ein Stahlblech d;ngungen, der D0-Wert und der r-Wert zusammenge
mit einer Stärke von 2,7 mm erhalten wurde. Danach stellt:
Tabelle Vl
Hndwal/-lemperatur
Gesamtredukiion unter 800 C
Wärmebehandlung nach dem
Warmwalzen
r-Werl
(mm)
Herkömmliches Verfahren 910 C
Erfindungsgemaßes
Verfahren
740 C 745 C 710 C
20 43 60
(bei 650 C gehaspelt)
Kastenglühen,
x 4 Std. bei 700 C
85,5
0,92
85,6 0,8S
84,9 0,94
81.3 1.00
11 12
Wie sich aus der obigen Tabelle ergibt, ist die in der Höhe des Ar, Umwandlungspunktes hergestellt
Kaltverformbarkeit von Stahlblech, selbst wenn die wurde, falls die Gesamtreduktion unter 8000C gering ist.
Endwalztemperatur 750'C oder weniger beträgt, Dagegen wird die Kaltverformbarkeit regelmäßig
manchmal schlechter als diejenige von herkömmlich verbessert, falls die Gesamtreduktion unter 8000C 40%
gewalztem Stahlblech, das bei einer Endwalztemperatur ■; oder mehr der Stärke des Stahlblechs bei 800"C beträgt.

Claims (1)

Patentansprüche:
1. Verfahren zum Herstellen von Stahlblech mit hervorragender Preßverformbarkeit aus einem beruhigten Stahl mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,10% C, 0,05 bis 1,0% Mn, 0,005 bis 0,15% Al sowie wenigstens einem der Metalle Ti, Nb und Zr, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Summe von
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Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3988174A (en) * 1972-04-03 1976-10-26 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet having excellent workability and method thereof
US3988173A (en) * 1972-04-03 1976-10-26 Nippon Steel Corporation Cold rolled steel sheet having excellent workability and method thereof
USRE31306E (en) * 1975-02-28 1983-07-12 Armco Inc. Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
US3963531A (en) * 1975-02-28 1976-06-15 Armco Steel Corporation Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
US4141761A (en) * 1976-09-27 1979-02-27 Republic Steel Corporation High strength low alloy steel containing columbium and titanium
US4313770A (en) * 1979-06-28 1982-02-02 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method of producing cold rolled steel strip having improved press formability and bake-hardenability
JPS5942742B2 (ja) * 1980-04-09 1984-10-17 新日本製鐵株式会社 降伏比の低い深絞り用高強度冷延鋼板
JPS5857492B2 (ja) * 1980-09-25 1983-12-20 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度冷延鋼板の製造方法
JPS5867827A (ja) * 1981-09-18 1983-04-22 Nippon Steel Corp 深紋り用冷延鋼板の製造方法
JPS5967322A (ja) * 1982-10-08 1984-04-17 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
US4504326A (en) * 1982-10-08 1985-03-12 Nippon Steel Corporation Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability
FR2546908B1 (fr) * 1983-06-02 1993-02-12 Ugine Gueugnon Toles Inox Spec Toles en acier inoxydable ferritique pour realisation de pieces embouties et polies telles que des casseroles
JPS6126756A (ja) * 1984-07-17 1986-02-06 Kawasaki Steel Corp 良化成処理性を有する極低炭素鋼板
JPS6383230A (ja) * 1986-09-27 1988-04-13 Nkk Corp 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
DE3803064C2 (de) * 1988-01-29 1995-04-20 Preussag Stahl Ag Kaltgewalztes Blech oder Band und Verfahren zu seiner Herstellung
NL8800391A (nl) * 1988-02-17 1989-09-18 Hoogovens Groep Bv Verouderingsbestendig laaggelegeerd warmgewalst bandvormig vervormingsstaal.
DE3841870A1 (de) * 1988-12-13 1990-06-21 Westfalenstahl Kalt Und Profil Stahl zur herstellung von stahlbaendern fuer die fertigung von schattenmasken
US5074926A (en) * 1989-11-16 1991-12-24 Kawasaki Steel Corp. High tensile cold rolled steel sheet and high tensile hot dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same
US5200005A (en) * 1991-02-08 1993-04-06 Mcgill University Interstitial free steels and method thereof
CA2097900C (en) * 1992-06-08 1997-09-16 Saiji Matsuoka High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same
US5556485A (en) * 1994-11-07 1996-09-17 Bethlehem Steel Corporation Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof
FR2735148B1 (fr) * 1995-06-08 1997-07-11 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud a haute resistance et haute emboutissabilite renfermant du niobium, et ses procedes de fabrication.
FR2735147B1 (fr) * 1995-06-08 1997-07-11 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud a haute resistance et haute emboutissabilite renfermant du titane, et ses procedes de fabrication.
US5656102A (en) * 1996-02-27 1997-08-12 Bethlehem Steel Corporation Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof
FI127475B (en) * 2015-10-30 2018-06-29 Fiskars Home Oy Ab Cooking container and method of preparation

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3522110A (en) * 1966-02-17 1970-07-28 Nippon Steel Corp Process for the production of coldrolled steel sheets having excellent press workability
US3513036A (en) * 1967-05-02 1970-05-19 Inland Steel Co Process for producing coiled,hotrolled,pickled steel strip
US3761324A (en) * 1971-01-18 1973-09-25 Armco Steel Corp Columbium treated low carbon steel
US3765874A (en) * 1972-05-19 1973-10-16 Armco Steel Corp Vacuum degassed, interstitial-free, low carbon steel and method for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
BR7310000D0 (pt) 1974-08-29
DE2362658B2 (de) 1977-08-25
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DE2362658A1 (de) 1974-07-18
GB1450131A (en) 1976-09-22
US3897280A (en) 1975-07-29

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