CS263547B1

CS263547B1 - A method for producing cold rolled steel strips for hardening

Info

Publication number: CS263547B1
Application number: CS874051A
Authority: CS
Inventors: Emerich Ing Mistecky; Frantisek Ing Filip; Josef Ing Boruta
Original assignee: Mistecky Emerich; Frantisek Ing Filip; Boruta Josef
Priority date: 1987-06-03
Filing date: 1987-06-03
Publication date: 1989-04-14
Also published as: CS405187A1

Abstract

Úkolem řešení je vyvinout způsob výroby za studená válcovaných ocelových pásů určených pro kalení u uhlíkových a legovaných ocelí s hmotnostními obsahy uhlíku od 0,15 do 1, a legujících prvků do celkového obsahu 8 %. Podstata řešení je, že za tepla válcovaný pás se po vymoření nejdříve válcuje za studená s celkovou poměrnou deformací tlouštky 20 až 70 % a dále na měkko žíhá s deseti až dvncetipěti hodinovou výdrží žíhané vsázky v teplotním rozmezí 500 až 630 °C.The task of the solution is to develop a method for producing cold-rolled steel strips intended for hardening in carbon and alloy steels with carbon content by weight from 0.15 to 1, and alloying elements up to a total content of 8%. The essence of the solution is that the hot-rolled strip, after pickling, is first cold-rolled with a total relative thickness deformation of 20 to 70% and then soft-annealed with a ten to twenty-five hour holding time of the annealed charge in the temperature range of 500 to 630 °C.

Description

Vynález se týká způsobu výroby za studená válcovaných ocelových pásů určených pro kalení, z uhlíkových nelegovaných a legovaných ocelí s hmotnostními obsahy uhlíku od 0,15 do 1 % a dalších legujících prvků až do celkového obsahu 8 %,s jemnými vysoce disperzními karbidy v základní jemnozmé, homogenní feritické struktuře.The invention relates to a process for the production of cold-rolled steel strips for quenching, from carbon unalloyed and alloy steels with a carbon content of from 0.15 to 1% and other alloying elements up to a total content of 8%, with fine highly dispersed carbides in basic fine , a homogeneous ferritic structure.

Pásové oceli, určené pro zušlechtóvání na průběžných linkách anebo k výrobě tenkostěnných součástí, dále kusově kalených, se většinou vyrábějí válcováním za studená v kombinaci se žíháním, a to z pásů odválcovaných za tepla a návazně navinutých do svitků, většinou z výšeuhlíkových ocelí s obsahy uhlíku nad 0,35 %» ale i z ocelí s nižšími obsahy uhlíku až do 0,15 % hmotnostních, zejména v kombinaci s dalšími legujícími prvky jako manganem, chrómem, křemíkem, niklem, molybdénem, wolframem a vanadem, zvyšujícími prokalitelnost anebo jemnozraost struktury, především množství, disperzi a tvrdost karbidů, s ohledem na jejich záměrované použití.Strip steels intended for refinement on continuous lines or for the production of thin-walled parts, further hardened, are mainly produced by cold rolling in combination with annealing, from hot-rolled strips and subsequently wound into coils, mostly of carbon-carbon steels above 0.35% but also from steels with lower carbon contents up to 0.15% by weight, especially in combination with other alloying elements such as manganese, chrome, silicon, nickel, molybdenum, tungsten and vanadium, increasing the hardenability or fineness of the structure, especially the amount, dispersion and hardness of the carbides with respect to their intended use.

Za studená válcované pásové oceli určené pro kalení, s vyššími obsahy uhlíku, zejména legované, se prakticky vždy v průběhu výroby alespoň jedenkrát žíhají, bud^bo sferoidizačně za účelem dosažení sferoidizace lamelamich karbidů, případně ještě rekryst&lizačně, především pásy menších tlouštek. Přitom běžné stacionární sferoidizační žíhání na měkko se provádí při teplotách nad 680°C, výjimečně nad 640°C|a to i v případech, že již byly před žíháním aplikovány větší deformace než 20 a 30 %, které již výrazně urychlují kinetiku sferoidizace lamelámích karbidů, což v důsledcích způsobuje zejména u nelegovaných eutektoidních a podeutektoidních ocelí nárůst sfsroidizovaných globulámích karbidů a tím i snížení jejich disperze v základní feritické matrici, což je z hlediska jejich návazného zpracování zušlechtóváním značně nevýhodné a nelze již při oěžném zpracování výrazněji ovlivnit. Tyto nepříznivé jevy ve struktuře předmětných pásových ocelí jsou obzvláště nevýhodné při výrobě tenkých ocelových pásů, které po válcování za studená v takto na měkko vyžíh&ném stavu vyžadují ještě provedení dalších žíhání rekrystalizačních, běžně prováděných ve svitcích v teplotním rozmezí 620 680°C, kdy může docházet k dalšímu nárůstu globuláraích karbidů a tím dalšímu snížení jejich hustoty či disperze v základní feritické matrici, většinou rovněž hrubozmějšího charakteru· Kromě toho je při uvedených běžných postupech stacionárního sferoiďizačního i rekrystalizaěního žíhání předmětných pásových ocelí ve svitcích zvýšené nebezpečí alespoň částečného přehřátí žíhané vsázky nad Αθ^ a tím spojeného vzniku heterogenit ve struktuře, at*již se jedná o značně rozdílnou velikost karbidů,či v horším případě, při delší době lokálního přehřátí o místní vzaik hrubě lamelárních karbidů a přirozeně i o zvýšené nebezpečí nežádoucího povrchového oduhiiěení·Cold rolled strip steels intended for quenching, with higher carbon contents, in particular alloyed ones, are almost always annealed at least once during production, either spheroidising to achieve spheroidization of lamellar carbides, possibly even recrystallizing, in particular strips of lower thickness. Common stationary soft spheroidization annealing is carried out at temperatures above 680 ° C, exceptionally above 640 ° C | even in cases where deformations greater than 20 and 30% have already been applied before annealing, which already significantly accelerate the kinetics of spheroidization of lamellar carbides As a consequence, especially in unalloyed eutectoid and podeutectoid steels, this causes an increase in spheroidized globular carbides and thus a reduction in their dispersion in the basic ferritic matrix, which is highly disadvantageous from the point of view of their subsequent refining treatment and cannot be significantly affected. These unfavorable phenomena in the structure of the present strip steels are particularly disadvantageous in the production of thin steel strips which, after cold rolling in such a soft annealed state, still require further recrystallization annealing, normally performed in coils, at a temperature range of 620,680 ° C. In addition, in the above-mentioned conventional processes of stationary spheroidization and recrystallization annealing of the coil strips in question in coils, there is an increased risk of at least partial overheating of the annealed charge. and consequently the formation of heterogeneities in the structure, whether it is a considerably different size of carbides, or in worse case, local rise of coarse lamellar carbides and naturally also increased risk of undesirable surface decomposition ·

Takovéto struktury způsobují nejen zhoršení technologické tvařitelnosti za studená předmětných pásů a jejich další technologické zpracovatelnosti vůbec, ale vzhledem k jejich určení velmi negativně ovlivňují i ekonomičnost výroby zušlechtovaný,ch pásů také proto, že pásy s popsanými heterogenními strukturami s hrubými karbidy^at již globulárního, či lamelórního typu, vyžadují použití vyšších austenitizačních teplot a delších dob austenitizace vzhledem k jejich pomalejšímu rozpouštění v austenitu než-li je tomu u jemnozraějších karbidů a následně i pomalejší homogenizaci austenitu při ohřevu pásů ke kalení, což dále znamená i hrubozrnější martenzit po kalení, zvýšené oduhličování povrchu, větší strukturální a tepelná pnutí a tí'm i zvětšení tvarových změn, sníženou jakost, zvýšený výmět a celkové zhoršení užitných vlastností zušlechtěných pásů»Such structures not only cause a deterioration of the cold cold formability of the subject bands and their further technological processability at all, but due to their determination they also negatively influence the economical production of the treated bands also because the bands with described heterogeneous structures with coarse carbides or lamellar type, requiring higher austenitization temperatures and longer austenitization times due to their slower dissolution in austenite than finer carbides and consequently slower homogenization of austenite when heating strips for quenching, which also means coarser grain martensite after quenching, increased surface decarburization, greater structural and thermal stresses, and thus increased shape changes, reduced quality, increased discard and overall deterioration in the performance of heat treated belts »

265 54?265 54?

Pásové oceli z podeutektoidních ocelí, určené k průběžnému zušlechtování,se někdy také přímo válcují za studená bez mezižíhání až na konečnou tlouštku, což sice v důsledcích výrazně urychluje austenitizaci při ohřevu ke kalení, ale obzvláště u podélně nedělených pásů z legovaných ocelí často z důvodů nadměrného zpevnění válcováním za studená v součinnosti s mikrotrhlinami na hranách pásů dochází k jejich roztržení při průchodu zušlechtovací linkou nebo obzvláště u tenších pásů dochází ke ztrátě jejich tvarové stability v důsledku sumarizace vnitřních pnutí z nadměrného zpevnění a teplotních pnutí již při austenitizačním ohřevu, případně při kalení^Undercut steel strips intended for continuous refinement are sometimes also directly cold rolled without annealing to the final thickness, which in turn significantly accelerates austenitization during heating for quenching, but especially in longitudinal undivided strips of alloy steel often due to excessive cold-hardening in cooperation with micro-cracks at the edges of the strips tears when passing through the processing line or, especially in the case of thinner strips, their shape stability is lost as a result of summation of internal stresses from excessive hardening and temperature stresses already during austenitizing heating or quenching ^

U takto vyrobených pásů z nelegovaných ocelí, případně ocelí legovaných, zejména manganem a křemíkem, dochází zpravidla ke vzniku heterogenit až zhrubnutí struktury při jejich austenitizaci ještě dříve než-li dojde k potřebné homogenizaci austenitu před kalením se všemi negativními důsledky, zejména snížením plastických vlastností a houževnatosti, případně zvýšení množství zbytkového austenitu a snížení pevnosti, pružnosti a otěruvzdornosti, zejména u ocelí legovaných niklem, přičemž zvýšená strukturní pnutí vždy napomáhají ztrátě tvarové stability zušlechtovaných pásů*In this way, strips made of non-alloy steels or alloy steels, in particular manganese and silicon, usually result in heterogeneities or roughening of the structure during their austenitization even before the necessary homogenization of austenite before quenching with all negative consequences, in particular reduction of plastic properties and toughness, possibly increased residual austenite and reduced strength, elasticity and abrasion resistance, especially in nickel alloy steels, while increased structural stresses always help to lose shape stability of the treated strips *

Uvedené nevýhody, vyplývající ze stávajících postupů výroby za studená válcovaných ocelových pásů určených pro kalení, odstraňuje způsob výroby za studená válcovaných a žíhaných ocelových pásů,určených pro kalení, z uhlíkových a legovaných ocelí s hmotnostními obsahy uhlíku 0,15 až 1 % a dalších legujících prvků jednotlivě nebo ve vzájemných kombinacích až do celkového obsahu 8 % hmotnostních, jako manganu 0,1 až 2 %, křemíku 0,01 až 2 %, niklu 0,01 až 3 %, chrómu 0,01 až 4 %, molybdénu až 1 %, wolframu až 2 %, vanadu až 0,3 %, niobu až 0,5 %, zirkonu až 0,5 %, titanu až 1 %, hliníku 0,001 až 0,2 %, případně ceru a kovů vzácných zemin až do celkového obsahu 0,3 %, zbytek železo a v obvyklých obsazích přítomné nečistoty, plyny a jiné příměsi podle vynálezu, jehož podstata spočívá v tom, že za tepla válcovaný pás se po vymoření nejdříveThese disadvantages arising from existing cold rolled steel strip production processes for quenching eliminate the process of cold rolled and annealed steel strip quenching from carbon and alloy steels with carbon contents of 0.15 to 1% and other alloying elements individually or in combination with each other up to a total content of 8% by weight, such as manganese 0.1 to 2%, silicon 0.01 to 2%, nickel 0.01 to 3%, chromium 0.01 to 4%, molybdenum up to 1% %, tungsten up to 2%, vanadium up to 0.3%, niobium up to 0.5%, zirconium up to 0.5%, titanium up to 1%, aluminum 0.001 to 0.2%, or cerium and rare earth metals up to total content 0.3%, the remainder iron and the usual impurities, gases and other impurities present according to the invention, which consists in that the hot-rolled strip is first

263 547 válcuje za studená a celkovou poměrnou deformací tlouštky 20 až 70 %, načež se na měkko vyžíhá a deseti až dvacetipeti hodinovou výdrží v teplůtním rozmezí 5S0 až 630°C· Podle potřeby,dané především požadavkem na konečnou tloustnu, se pás před průběžným zušlechťováním může po žíhání na měkko ještě dále za studená válcovat s celkovou deformací tlouštky 1 až 80 %, případně ještě rekrystalizačně vyžíhat se tří až dvanácti hodinovou výdrží v teplotním rozmezí 520 až 620°C, respektive ještě dále válcovat s celkovou deformací tlouštky 1 až 70263 547 is cold rolled and has a total relative deformation of 20 to 70% thickness, after which it is soft annealed and held for 10 to 25 hours in the temperature range of 5S0 to 630 ° C. after cold annealing, it can be further cold rolled with a total thickness deformation of 1 to 80%, or even recrystallized annealing with a temperature of 520 to 620 ° C for three to twelve hours, or further rolled with a total thickness deformation of 1 to 70

Výhodou způsobu podle vynálezu jsou optimální kombinace velikostí deformací za studená před žíháním na měkko a případně rekrystalizačním žíháním a podmínek žíhání, tedy teplot i dob výdrží a případně následných deformací za studená, s výsledným efektem projevujícím se jednak na podstatném zjemnění makro i mikrostruktury a její homogenizaci a na zvýšení vnitřní energie podle vynálezu vyrobených ocelových pásů, což následně urychluje kinetiku austenitizace při jejich ohřevu ke kalení v důsledku rychlejšího rozpouštění jemných vysocedisperzních karbidů v austenitu i urychlení kinetiky jeho homogenizace, a tím umožňuje použít nižších austenitizačních teplot a kratších dob austenitizace, respektive rychlejších průchodů pásů zušlechťovací linkou, případně zvětšení počtu pásů průběžně vedle sebe zušlechťovaných, což jednak přináší úspory energie již při žíháních, prováděných za snížených teplot v důsledku aplikací větších deformací za studená a tím deformačního narušení původně lamelárního uspořádání karbidů před prvním žíháním, respektive urychlením kinetiky rekrystalizace jemnozmějšího a homogennějšího deformovaného feritu také při případném dalším žíhání a· rovněž snižuje energetickou náročnost, případně zvyšuje výkon při návazném zušlechtování součástí, či pásů na průběžných linkách a navíc příznivě působí i na konečnou strukturu a vlastnosti a tvarovou i rozměrovou stabilitu jak kusróvě zušlechťovaných součástí, tak i zejména průběžně zušlechtovaných ocelových pásů, vyrobených z předmětných polotovarů, to je za studená válcovaných a žíhaných ocelových pásů podle vynálezu.·The advantage of the method according to the invention is an optimal combination of cold deformation sizes before soft annealing and possibly recrystallization annealing and annealing conditions, ie temperatures and dwell times and eventually subsequent cold deformations, with the resultant effect manifested both on substantial refinement of macro and microstructure and its homogenization and to increase the internal energy of the steel strips produced according to the invention, which in turn accelerates the austenitization kinetics when heated to quenching due to faster dissolution of fine high dispersion carbides in austenite and acceleration of its homogenization kinetics, thereby allowing lower austenitization temperatures and shorter austenitization times, respectively passage of strips through refining line, eventually increasing number of strips continuously refined next to each other, which on the one hand brings energy savings during annealing, at lower temperatures due to the application of larger cold deformations and thus deformation disruption of the initially lamellar arrangement of carbides before the first annealing, or acceleration of the recrystallization kinetics of finer and more homogeneous deformed ferrite also during possible further annealing. parts or strips on the continuous lines and moreover it has a positive effect on the final structure and properties and dimensional and dimensional stability of both the quartz refined parts and especially the continuously refined steel strips made from the semi-finished products, ie cold rolled and annealed steel strips ·

265 54-7265 54-7

Pro bližší objasnění podstaty vynálezu jsou dále uvedeny příklady jeho využití.To further elucidate the nature of the invention, examples of its use are given below.

Podle vynálezu byly z oceli o chemickém složení v procentech hmotnostních uhlík 0,67 %» mangan 0,67 %, křemík 0,26 %, fosfor 0,008 %, síra 0,014 %, měd*0,04 %, nikl 0,06 %, chróm 0,07 %, molybdén 0,03 %, wolfram 0,02 °/o₉ vanad 0,018 %, hliník 0,012 %, zbytek železo a běžné další příměsi a plyny, vyrobeny tenké ocelové pásy o rozměru 220 x 1 mm, určené po podélném dělení na rozměr 70 x 1 mm k průběžnému kalení.According to the invention, the chemical composition of the steel was 0.67% carbon, manganese 0.67%, silicon 0.26%, phosphorus 0.008%, sulfur 0.014%, copper * 0.04%, nickel 0.06%, chromium 0,07%, molybdenum 0,03%, tungsten 0,02 ° / o ₉ vanadium 0,018%, aluminum 0,012%, the rest iron and common additives and gases, made of thin steel strips of 220 x 1 mm, designed for longitudinal division to 70 x 1 mm for continuous hardening.

Za tepla válcované pásy o kusových hmotnostech svitků 1050 kg a rozměrech 220 x 2,5 mm byly po vymoření za studená válcovány na mezirozměr tlouštky 1,8 mm v původní šířce, čímž došlo u materiálu dvacetiosmiprocentní celkové poměrné deformaci tlouštky před žíháním. Následovalo žíhání v jednosloupcové hrncové peci s dusíko-vodíkovou ochrannou atmosférou, bez nucené cirkulace, přičemž celková hmotnost vsázky činila 5.250 kg a doba výdrže žíhané vsázky činila 20 hodin v teplotním rozmezí 600 - 620°C. Po žíhání následovalo druhé válcování za studená až na konečnou tlouštku pásů 1 mm, čímž došlo k celkové poměrné deformaci tlouštky pásů cca 44 %·Hot rolled strips of 1050 kg coil weights and dimensions of 220 x 2.5 mm were cold rolled to an intermediate thickness of 1.8 mm in the original width after being soaked, resulting in a 20% overall relative deformation of the thickness before annealing. This was followed by annealing in a single column furnace with a nitrogen-hydrogen protective atmosphere, without forced circulation, with a total charge weight of 5.250 kg and a annealed charge residence time of 20 hours in the temperature range of 600-620 ° C. The annealing was followed by a second cold rolling up to a final strip thickness of 1 mm, resulting in a total relative deformation of the strip thickness of about 44% ·

Poté se za studená válcované pásy podélně dělily na rozměry 70 x 1,0 mm a průběžně zušlechtóvaly kalením a popuštěním za následujících podmínek. Teplota austenitizace pásů při ohřevu před kalením činila 810°C, výdrž 45 sekund, následovalo zakalení do oleje o teplotě 50°C a popouštění s výdrží 20 sekund na teplotě 35O°C a po vychlazení navíjení pásů do svitků.Then the cold rolled strips were cut lengthwise to 70 x 1.0 mm and continuously refined by hardening and tempering under the following conditions. The austenitization temperature of the strips when heated prior to quenching was 810 ° C, with a 45 second hold, followed by turbidity in oil at 50 ° C, and a tempering lasting for 20 seconds at 35 ° C and after cooling the strip winding into coils.

Rychlost posuvu pásů při zušlechtóvání na průběžné kalicí lince činila 1,61 metrů za minutu, přičemž se zušlechťovaly pásy vedle sebe, což ve srovnání s běžným postupem znamená její zvýšení o 4 % a tím i zvýšení výkonu linky.The belt feed rate during the refining on the continuous quenching line was 1.61 meters per minute, while the bands were refined side by side, which means an increase of 4% compared to the conventional process and thus an increase in line performance.

Přitom zušlechtěné pásy měly jemnozrnnou homogenní strukturu a příznivou kombinaci výsledných mechanických vlastností, zjištěné hodnoty činily pevnost“ Rm 1640 až 1720 MPa a tažnostAt the same time, the treated strips had a fine-grained homogeneous structure and a favorable combination of the resulting mechanical properties, the values determined were the strength “Rm 1640 to 1720 MPa and ductility

4,2 až 5,1 % a naměřená maximální korýtkovitost 0,2 mm svědčila o velifai dobré tvarové stabilitě a geometrii takto vyrobených pásů.4.2 to 5.1% and the measured maximum troughness of 0.2 mm indicated the velifai good shape stability and the geometry of the strips thus produced.

263 54?263 54?

S využitím způsobu výroby podle vynálezu byly vyrobeny tenké ocelové pásy o rozměru 210 x 0,6 mm, určené po dělení na rozměr 28 x 0,6 mm k zušlechtování na průběžné lince.Using the production method according to the invention, thin steel strips having a dimension of 210 x 0.6 mm were designed, after cutting into dimensions 28 x 0.6 mm, for finishing on a continuous line.

Za tepla válcované pásy z oceli o chemickém složení v procentech hmotnostních, uhlík 0,43 %» mangan 0,75 křemík 0,32 %, fosfor 0,026 %, síra 0,022 %, raěd^v0,05 %, nikl 0,04 %, chróm .0,08 %, molybdén 0,03 wolfram 0,02 %, vanad 0,015 %, hliník 0,0055 %, zbytek železo, běžné příměsi a plyny o kusových hmotnostech svitků 980 kg a rozměrech 210 x 2,5 mm, byly po vymoření nejdříve válcovány za studená až na mezirozměr 210 x 1,6 mm, čímž došlo k celkové poměrné deformaci tlouštky pásu 36 %♦ Poté byly pásy ve svitcích žíhány v jednosloupcové poklopové peci o hmotnosti sloupce svitků žíhané vsázky 13.720 kg, přičemž doba výdrže žíhané vsázky činila 15 hodin v teplotním rozmezí 590 až 61O°C. Následovalo druhé válcování za studená až na konečnou tlouštku 0,6 mm, čímž došlo kocelkové deformaci tlouštky pásů po žíhání 62,5 %. Následovalo podélné dělení pásů na rozměr 28 x 0,6 mm a zušlechtování na průběžné lince, přičemž byla zachována u daného rozměru pásu rychlost jejich průchodu linkou 3»03 metrů za minutu. V důsledku aplikace výrobního způsobu podle vynálezu byly vedle sebe současně průběžně zušlechťovány 4 pásy, místo běžně používaných 3 pásů daného rozměru, a to při zachování kvality jak co do struktury, mechanických vlastností, tak i tvarové stability a geometrie takto zušlechtěných pásů, to vše při výrazném zvýšení výkonu linky.Hot rolled steel strips of chemical composition by weight, carbon 0,43% »manganese 0,75 silicon 0,32%, phosphorus 0,026%, sulfur 0,022%, radium ⁱⁿ 0,05%, nickel 0,04%, chromium .0.08%, molybdenum 0.03 tungsten 0.02%, vanadium 0.015%, aluminum 0.0055%, the rest of iron, common additives and gases with a piece weight of coils 980 kg and dimensions of 210 x 2.5 mm, were after being soaked, first cold rolled to an intermediate dimension of 210 x 1.6 mm, resulting in a total relative deformation of the strip thickness of 36%. the batch was 15 hours in the temperature range of 590 to 61 ° C. This was followed by a second cold rolling up to a final thickness of 0.6 mm, resulting in a 62.5% annealing of the strip thickness after annealing. This was followed by the longitudinal division of the strips to a dimension of 28 x 0.6 mm and the refinement on a continuous line, while maintaining the speed of their passage at a line of 3.03 meters per minute at a given dimension of the strip. As a result of the application of the manufacturing process according to the invention, 4 strips were continually treated side by side instead of the commonly used 3 strips of a given size while maintaining the quality in terms of structure, mechanical properties and shape stability and geometry of the strips treated. a significant increase in line performance.

Zušlechtování probíhalo za následujících podmínek. Teplota austenitizace pásů 350°C s dobou výdrže 30 sekund, kalení do 60° 0 teplého oleje, popouštění s výdrží 30 sekund na teplotě 400°C a následným navinutím pásů do svitků·.The processing was carried out under the following conditions. Austenitization temperature of 350 ° C strips with a holding time of 30 seconds, hardening to 60 ° C of warm oil, tempering with a holding time of 30 seconds at 400 ° C and subsequent winding of the strips into coils.

Takto zušlechtěné pásy vykázaly příznivou kombinaci mechanických vlastností/a to pevnost Rm v rozmezí 1265 až 1348 MPa a tažnost A^ 9,6 až 11,3 % a rovněž u tenkých pásů velmi, příznivou tvarovou stabilitu a geometrii, zjištěná korýtkovitost 0,0 mm.The treated strips exhibited a favorable combination of mechanical properties, namely a strength Rm in the range of 1265 to 1348 MPa and an elongation A of 9.6 to 11.3%, and also a very favorable shape stability and geometry in the case of thin strips, a trough of 0.0 mm found .

Claims

1. A process for the production of cold-rolled steel strips intended for quenching of carbon and alloy steels of chemical composition containing elements in percent by weight of carbon up to a total content of 8% alloying elements, such as manganese 0.1 to 2%, silicon 0.01 to 2%, nickel 0.01 to 3% »chromium 0.01 to 4%, molybdenum to 1%, tungsten to 2%, vanadium to 0.3%, aluminum 0.001 to 0.2%, niobium to 0.5% , zirconium up to 0.5%, titanium up to 1%, possibly cerium and rare earth metals up to a total content of 0.3%, the remainder iron and impurities, gases and other impurities present in the usual contents, characterized in that hot rolled the strip is first cold rolled after total digestion with an overall relative deformation of thickness / up to 70% and then soft annealed with a ten to twenty-five hour annealing charge in the temperature range of 580 to 63 ° C.

2. A method according to claim 1, characterized in that the annealed strip is further cold rolled with an overall relative deformation of 1 to 80%.

3. The method according to claim 2, characterized in that after cold rolling the strip is still recrystallized and has a residence time of 3 to 12 hours in the annealed temperature range of 520 to 620 [deg.] C.

Production method according to clause 3 / characterized in that the annealed strip is further cold rolled with a total relative deformation of the thickness of 1 to 70