FR2472022A1 - Procede de production d'une tole d'acier laminee a deux phases dont une est formee par refroidissement rapide apres recuit continu - Google Patents
Procede de production d'une tole d'acier laminee a deux phases dont une est formee par refroidissement rapide apres recuit continu Download PDFInfo
- Publication number
- FR2472022A1 FR2472022A1 FR8026850A FR8026850A FR2472022A1 FR 2472022 A1 FR2472022 A1 FR 2472022A1 FR 8026850 A FR8026850 A FR 8026850A FR 8026850 A FR8026850 A FR 8026850A FR 2472022 A1 FR2472022 A1 FR 2472022A1
- Authority
- FR
- France
- Prior art keywords
- temperature
- cooling
- steel
- phase
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 0 CN=*=*=*CO Chemical compound CN=*=*=*CO 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. 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
- 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
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
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)
Abstract
L'INVENTION EST RELATIVE A UN PROCEDE DE FABRICATION D'UNE TOLE D'ACIER A DEUX PHASES COMPOSEES D'UNE PHASE DE FERRITE ET D'AU MOINS UNE PHASE TRANSFORMEE PAR REFROIDISSEMENT RAPIDE CHOISIE PARMI LES PHASES DE MARTENSITE, DE BAINITE, ET D'AUSTENITE MAINTENUE. DANS LE BUT D'AMELIORER LES QUALITES DE FORMAGE, DE DURCISSEMENT PAR VIEILLISSEMENT ARTIFICIEL APRES FORMAGE, DE RATIO DE FLECHISSEMENT ET DE DUCTILITE PAR RAPPORT A CEUX DES ACIERS A DEUX PHASES CONNUS, LA PRESENTE INVENTION PROPOSE UN PROCEDE CONSISTANT A REFROIDIR DEPUIS LA TEMPERATURE DE RECUIT JUSQU'A UNE TEMPERATURE QUI N'EST PAS SUPERIEURE A 200C, A UNE VITESSE DE REFROIDISSEMENT MOYENNE R TELLE QUE 1CSECONDER30CSECONDE PENDANT LA PREMIERE ETAPE DE REFROIDISSEMENT PRIMAIRE DEPUIS LA TEMPERATURE DE RECUIT JUSQU'A UNE TEMPERATURE INTERMEDIAIRE T TELLE QUE 420CT700C, ET UNE VITESSE DE REFROIDISSEMENT MOYENNE R TELLE QUE 100CSECONDER300CSECONDE PENDANT L'ETAPE DE REFROIDISSEMENT SECONDAIRE DEPUIS LA TEMPERATURE INTERMEDIAIRE T JUSQU'A LA TEMPERATURE QUI N'EST PAS SUPERIEURE A 200C.
Description
- 1 - La présente invention est relative à un procédé de fabrication d'une
tôle d'acier laminée à froid ou laminée à chaud présentant une structure à deux phases, et plus particulièrement, la présente invention est relative à un procédé de fabrication d'un tel acier présentant d'excellentes caractéristiques de formage, de très bonnes caractéristiques de durcissement par un vieillissement artificiel après formage, une grande résistance, un faible ratio de flexion, et une grande ductilité.
Les termes "deux phases", utilisés ici signifient que les prin-
cipales phases constituantes de l'acier sont une phase de ferrite et au moins une phase transformée par un refroidissement rapide choisie parmi une phase de martensite, une phase de bainite, et une phase d'austénite
maintenue. Les ternies "durcissement par vieillissement artificiel" uti-
lisés ici, désignent une augmentation dans la résistance à la flexion d'une tôle d'acier primitivement déformée par suite d'un chauffage ultérieur à une température de 170 à 200 OC. Les termes "faible ratic de flexion " désignent un ratio inférieur à approximativement 0,6, c'est-àdire la résistance à la flexion sur la résistance
à la traction.
Récemment, dans l'industrie automobile, des efforts ont été
concentrés pour réduire le poids des véhicules, principalement pour obte-
nir une réduction de la consommation de combustible. Une tôle d'acier présentant une grande résistance est indispensable pour assurer une résistance suffisamment grande d'une carrosserie de voiture même en utilisant une fine tôle d'acier adaptée pour la réduction de poids des
véhicules. Des tôles d'acier à haute résistance conventionnelle, présen-
tent généralement un ratio de flexion trop important pour éviter le retour pendant le formage à la presse, et un indice de travail à force
tro, faible, c'est-à-dire la valeur n. de telle manière que des contrain-
tes locales sont concentrées, c'est-à-dire que des grains sont générés
dans les tôles d'acier, qui conduisent d'une manière sensible à la for-
mation des craquelures. Ainsi, il est difficile d'utiliser largement des tôles d'acier à haute résistance pour des véhicules, en dépit de
la nécessité reconnue de les utiliser. Une tôle d'acier à haute résis-
tance, laminée à froid, présentant une structure à deux phases, connue
d'après le Drevet américain No 3.951.696 est développée par la demande-
resse, et celle-ci présente un ratio de flexion -, c'est-c-dire la
résistance d la flexion sur la résistance à la traction, d'approxi-
- 2 -
mativement 0,6 ou moins, est loin de l'élongation du point de fle-
xion, et présente d'excellentes qualités de formage par presse.
La relation contrainte-tension de l'acier selon le brevet américain No 3. 951.696 et l'acier à haute résistance conventionnel va être compris d'après la figure 1, dans laquelle les symboles A et B sont respectivement relatifs au premier acier et au second. Les différences suivantes entre les aciers A et B dans leur caractéristique de formage
par presse vont être imputables à la relation contrainte-tension.
D'abord, étant donné que le ratio de flexion de l'acier A est plus faible que celui de l'acier B, la tendance au retour de l'acier A est plus faible que celle de l'acier B. En second, puisque l'indice de travail en force, c'est-à-dire la valeur n et l'élongation de l'acier A sont plus importantes que ceux de l'acier B, des fissures sont moins
susceptibles de se produire dans le second acier que dans le premier.
Troisièmement, la résistance a la flexion est améliorée même par un faible niveau de tension dans l'acier A, ce qui fait que la tôle d'acier présente des propriétés extrêmement avantageuses pour le formage par presse, comparées à celles de l'acier B. Quatrièmement, le ratio de flexion de l'acier A est plus faible que 0,6, valeur qui est récemment
préférée par les utilisateurs de tôles d'acier pour des pièces automobi-
les. Pour cette raison, on s'attend à ce que une tôle d'acier telle que
celle qui est décrite dans le brevet américain No 3.951.696 soit large-
ment utilisée dans l'industrie automobile.
La demanderesse a également proposé des méthodes pour produire
l'acier à deux phases dans les brevets américains suivants. Dans le bre-
vet américain No 3.951.696, un acier Si-Mn, contenant approximativement 1 % de silicium, et approximativement 1,5 ,Z de manganèse est recuit en continu dans le domaine de température de la structure à deux phases ferrite (x) + austénite (ô-). Ce domaine de température sera appelé dans la suite domaine de température alpha-gamma pour des raisons de brièveté. Dans le brevet américain No 4.062.700, un acier contenant de 0,1 à 0,15 Z de carbone et approximativement 1,5 'I de manganèse, est laminé à chaud, d'une manière telle que la température de finition soit dans le domaine de température alpha-gamma, et est ensuite recuit de manière continue dans le domaine de température alpha-gamma. Par ces
procédés des brevets américains No 3.951.696 et No 4.062.700, le durcis-
sement de la phase d'austénite (y)formée dans le domaine de température alpha-gamma est amélioré, et en conséquence, la phase d'austénite (t) - 3 - est transformée en une phase transformée par refroidissement rapide, de manière à obtenir les deux phases. La vitesse de refroidissement
depuis la température de recuit jusqu'à 500 0C est de 0,5 à 30 0C/secon-
des dans le brevet américain No 3.951.696, et la vitesse de refroidis-
sement depuis la température de recuit n'est pas supérieure à environ 10. 000 'C/minute, c'est-à-dire environ 167 'C/seconde dans le brevet américain No 4.062.700. Les types de refroidissement, c'est-à-dire les
diagrammes de refroidissement température-temps, de ces brevets anté-
rieurs sont basés sur le principe qu'un refroidissement monotone est réalisé après le recuit, parce qu'aucune idée de changement artificiel dans la vitesse de refroidissement pendant l'étape de refroidissement n'est reconnue dans ces brevets. De plus, les procédésde ces brevets sont pertinents pour produire des tôles d'acier à deux phases à haute
résistance, présentant une résistance à la traction dépassant approxima-
tivement 60 kg/mm2. Toutefois, il est difficile de produire par ces procédés les tôles d'acier à deux phases présentant une résistance à
la traction de 40 à 50 kg/mm2. Dans cette optique, dans l'industrie au-
tomobile, les tôles d'acier à deux phases présentant une résistance à la traction de 40 à 50 kg/mm2 sont préférées aux tôles d'acier dont la résistance à la traction dépasse 60 kg/mm2, car les premières tôles
d'acier peuvent être largement utilisées pour les pièces automobiles.
Simultanément, un durcissement élevé par vieillissement artificiel après la mise en forme est préféré, parce que, par suite d'un tel durcissement,
la résistance à la flexion des produits formés peut être remarqua-
blement améliorée en chauffant à une température d'approximativement
à 200 OC pendant une période de quelques minutes à quelques heures.
Un dispositif du type étuve à peinture peut être utilisé pour le chauf-
fage dans le but d'améliorer la résistance à la flexion.
Un des buts de la présente invention est de proposer un pro-
cédé de fabrication d'un acier à deux phases, o la vitesse de refroidis-
sement varie pendant le processus de refroidissement après le recuit continu dans le domaine de température alpha-gamma, améliorant de cette manière les propriétés du matériau par rapport à l'Art Antérieur. Le
procédé de la présente invention présentant un modèle ou une courbe ajus-
tée de manière à atteindre les perfectionnements mentionnés ci-dessus
doit être capable de produire un acier à deux phases présentant une résis-
tance à la traction de 40 à 50 kg/mm2 et un ratio de flexion de moins de 0,6, et également d'améliorer les propriétés du matériau en - 4 - acier à deux phases présentant une résistance à la traction de 60 kg/mm2
ou plus.
La présente invention va être expliquée en détail, en réfé-
rence aux figures 2 à 6.
La figure 1 est un graphe de la contrainte de traction en
fonction de l'élongation d'une tôle d'acier à haute résistance conven-
tionnelle et d'une tôle d'acier à deux phases.
La figure 2 illustre un cycle de chauffage de recuit continu
selon la présente invention.
La figure 3 illustre un cycle de chauffage de recuit continu
décrit dans le brevet britannique No 1.419.704.
La figure 4 est un graphe illustrant la relation des procédés selon la présente invention et selon le brevet britannique No 1.419.704 en fonction de la vitesse de refroidissement rapide et la température
de départ de refroidissement rapide.
La figure 5 est un graphe illustrant les conditions de refroi-
dissement de l'acier A (tôle d'acier laminée à froid) après un recuit continu.
La figure 6 est-un graphe illustrant les conditions de refroi-
dissement de l'acier B (tôle d'acier laminée à chaud).
Le concept de base de la présente invention est expliqué
ci-dessous en comparaison avec l'Art Antérieur.
La présente invention et l'Art Antérieur sont relatifs à une technique pour obtenir une tôle d'acier à deux phases, o la tôle d'acier
laminée à chaud ou à froid est d'abord chauffée dans le domaine de tempé-
rature alpha-gamma, de manière à partager la structure de l'acier en une phase d'austénite et une phase de ferrite, et la tôle d'acier est ensuite rapidement refroidie de manière à obtenir les deux phases. Dans
un tel acier, le carbone et le manganèse sont des composants indispensa-
bles, et sont contenus dans une proportion spécifiée d'après les pro-
priétés exigées pour l'acier à deux phases, alors que le silicium et le phosphore sont des composants optionnels. On a cru, d'après l'Art Antérieur,
que lorsque la vitesse de refroidissement dans le processus de refroidis-
sement suivant le chauffage dans le domaine de température alpha-gamma augmentait, la transformation en martensite de la phase d'austénite était atteinte d'une manière plus satisfaisante, et qu'ainsi, un meilleur
acier à deux phases pouvait être obtenu. Ainsi, selon une pratique com-
mune, on a appliqué une vitesse de refroidissement aussi grande que pos-
- 5 -
sible, dans les limites de la vitesse de refroidissement maximale possi-
ble dans un appareillage donné de production, et dans la mesure o
il n'y a pas de détériorations de la forme et de la ductilité de la feuil-
le d'acier. L'Art Antérieur n'a pas prêté attention si les propriétés du matériau en acier à deux phases sont influencées ou non par le modèle
de refroidissement après le recuit continu.
En se référant à la figure 2, un cycle de chauffage de recuit continu selon la présente invention est illustré. Dans la figure 2, la
température "T1" est la température de recuit dans le domaine de tempé-
rature alpha-gamma, la température "T" est la température intermédiaire
entre les étapes de refroidissement primaire et secondaire, et la tem-
pérature "T2 " est une température qui n'est pas supérieure à 200 OC.
Tel que cela ressort de la figure 2, le refroidissement depuis "T1" à "T" est réalisé à une vitesse relativement lente, et le refroidissement
depuis "T" jusque "T2" est réalisé à une température relativement rapide.
La température "T" n'est pas supérieure à 200 OC de manière à ce que la phase transformée par refroidissement rapide se forme d'une manière suffisante pour l'acier à deux phases. La technique de refroidissement de la présente invention est pour cette raison différente de la technique
utilisée dans l'Art Antérieur avec une vitesse de refroidissement mono-
tone durant tout le processus de refroidissement. Les inventeurs ont découvert que de telles propriétés de matériaux, tels que le ratio de flexion, la résistance à la traction et la ductilité d'une tôle
d'acier produite par le procédé selon la présente invention sont supé-
rieurs à ceux obtenus par les techniques de l'Art Antérieur.
Selon la présente invention, il est proposé un procédé pour produire une tôle d'acier à deux phases, principalement composé d'une
phase de ferrite et d'au moins l'une des phases transformée par refroi-
dissement rapide choisie parmi le groupe consistant en une phase de martensite, une phase de bainite, et une phase d'austénite maintenue, et présentant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à kg/mm, d'excellentes propriétés de formage, des grandes propriétés
de durcissement par vieillissement artificiel après formage. Le pro-
cédé comprend, selon les caractéristiques de l'invention les phases de laminage à chaud d'un acier contenant de 0,01 à 0,12 de carbone, et de 0, 7 à 1,7 %, de manganèse, suivi d'un bobinage recuit continu de la tôle d'acier, qui a subi le laminage à chaud et a subi ultérieurement, si nécessaire, un laminage à froid, à - 6 - une température de recuit de l'ordre de 730 à 900 OC, et
refroidissement depuis la température de recuit à une tempé-
rature qui n'est pas supérieure à 200 OC, et à une vitesse de refroidis-
sement moyenne (R1) tel que 1 'C/seconde cS R1 _ 30 OC/seconde pendant la première étape de refroidissement depuis la température de recuit jusqu'à la température intermédiaire (T) de l'ordre de 4200C 4 T < 7000C, et une vitesse de refroidissement moyenne (R2) tel que
'C/seconde < R2 4 300 'C/seconde pendant la seconde étape de refroi-
dissement depuis la température intermédiaire (T) jusqu'à la température
qui n'est pas supérieure à 200 OC.
La présente invention va être expliquée plus en détail en com-
paraison avec le procédé de recuit continu d'une tale d'acier laminée à froid selon le brevet britannique No 1.419.704 qui décrit un procédé
similaire au procédé selon la présente invention à première vue. La techni-
que du brevet britannique No 1.419.704 est relative à un recuit contlnu
de tôles d'acier pour un formage général, et vise à améliorer les pro-
priétés de formage par presse et la résistance au vieillissement qui se produit à température normale. La technique du brevet britannique No 1. 419.704 développe le concept que, du fait de la combinaison du recuit continu suivi d'un refroidissement rapide depuis une température de départ déterminée avec un traitement de rechauffage sur-veillissant après le recuit continu, le carbone super-saturé solution solide dans la phase de ferrite est sujet à précipiter dans la phase de ferrite de manière à ajuster avantageusement l'état de précipitation pour le formage de la tôle d'acier. La composition d'acier du brevet britannique
No 1.419.704 n'est pas spécifiée dans les revendications de ce brevet,
mais est comprise d'après les exemples de ce brevet britannique comme correspondant à celles d'aciersdoux, tel qu'un acier calmé à l'aluminium,
un acier effervescent et un acier à calmaqe contrôlé, soit un acier conte-
nant en tant que composants de base approximativement 0,05 % de carbone et 0,3 eé de manganèse. Bien que le durcissement de la phase d'austénite
de la composition d'acier du brevet britannique soit faible, le princi-
pal souci de ce brevet britannique est dirigé vers le développement du carbone solution solide dans les grains de ferrite. Contrairement à cela, le souci principal de la présente invention n'est pas de produire une tôle d'acier pour un formage général, mais une tôle d'acier à haute
résistance, à deux phases pour un formage par presse. En effet, la pré-
sente invention développe le concept de base que la phase d'austénite - 7 -
(>j) formée dans le domaine de température alpha-gamma doit être suf-
fisamment convertie dans une phase transformée par un refroidissement rapide, de manière à donner une tôle d'acier avec une structure à deux
phases présentant les propriétés avantageuses pour le formage par presse.
Ainsi, la composition de l'acier doit contenir au moins 0,7 % de manganèse
de manière à assurer le durcissement de l'austénite.
Les différences entre la présente invention et le brevet
britannique No 1.419.704 vont être aisément apparentes d'après les condi-
tiorsdu traitement de réchauffage de sur-vieillissement dans le brevet
britannique. En effet, dans le brevet britannique, le traitement de ré-
chauffage de sur-vieillissement réalisé à une température de 300 à 500 0C pendant une période de 30 secondes ou plus semble être indispensable pour contrôler la précipitation de carbure dans la phase de ferrite. En se référant à la figure 3, un cycle de chauffage de recuit continu selon le brevet britannique No 1.419.704 est illustré. Dans la figure 3, T1'
indique la température maximum de chauffage pour la température de recris-
tallisation d'un feuillard d'acier doux de 85J OC, et T2' indique les températures de départ du refroidissement rapide. La période de temps
de t1' à t2' peut consister en une étape isotherme ou une étape de refroi-
dissement lente et, probablement, maintient une grande quantité de
carbone en solution solide dans la matrice de ferrite, qui est effi-
cace pour la précipitation de carbure dans la phase suivante (température T4' __<,T5' temps t4.-_t5'). Le refroidissement rapide de T2' à T3' réalise, pour cette raison, le maintien du carbone solution
solide, qui par la suite provoque une précipitation effective de car-
bure dans l'étape de traitement de rechauffage de sur-vieillissement
pendant une période de t4' à t5' à une température de T4' à T5'.
Dans un cycle de chauffage de recuit continu selon la présente invention, montré dans la figure 2, la structure de l'acier est divisée à une température T1 en une phase d'austénite (Y) et une phase de ferrite
(y), cette dernière contenant. une petite quantité de carbone en solution.
Par la vitesse de refroidissement primaire, c'est-à-dire (T1 - T)/(t2-tl), le carbone solution solide dans la phase de ferrite est concentré en
une phase d'austénite non transformée, de manière à stabiliser l'austé-
nite. Si la température intermédiaire (T) est supérieure à 700 OC, ce processus de la concentration de carbone dans la phase d'austénite n'est seulement avancé que de manière insuffisante. D'un autre côté, lorsque
la température intermédiaire (T) est supérieure à 420 'C, la phase d'aus-
- 8 - ténite est transformée désavantageusement en une phase de perlite fine Une vitesse de refroidissement primaire trop importante (R1) provoque la suppression de la diffusion du carbone de la phase alpha vers la phase gamma. Le refroidissement primaire ayant pour effet de favoriser principalement la diffusion de carbone doit être, pour cette raison,
réalisé à une vitesse faible appropriée. Toutefois, si la tempéra-
ture de refroidissement primaire (R1) est trop faible, la transformation de perlite de la phase gamma se produit à une température relativement
haute, diminuant ainsi la fraction de la phase gamma qui peut être con-
vertie en la phase transformée par refroidissement rapide dans le pro-
duit final. Les vitesses de refroidissement primaires maximum et minimum (R1) doivent pour cette raison être telles que R1 ne soit pas supérieure à 30 OC/seconde, mais pas inférieure à 1 OC/seconde ( 0C/seconde < R1: 30 'C/seconde). Toutefois, tel que cela ressort du tableau 5, l'intervalle 10 0C/seconde, R1I, 30 OC/seconde est préféré
pour améliorer les qualités de durcissement artificiel après forma-
ge.
Après le refroidissement primaire à la vitesse R1, le refroi-
dissement secondaire est réalisé à une température de refroidissement R2 refroidissant de ce fait rapidement la phase gamma encore maintenue à la température intermédiaire T jusque la température T2 et transformant la phase gamma en une phase transformée par refroidissement rapide. Le
ratio de flexion faible inhérent à l'acier à deux phases est proba-
blement dû aux contraintes élastiques et aux dislocations mobiles introduitesdans la matrice de ferrite du fait de la transformation en martensite de la phase d'austénite. Pour cette raison, il est nécessaire de changer la phase gamma en une phase transformée par refroidissement
rapide. La température T2 doit être bien en-dessous du point Ms (tempé-
rature de départ de la martensite) pour assurer la formation de la phase
transformée par refroidissement rapide, et est de 200 OC. Le refroidis-
sement secondaire ayant pour effet principal de former la phase transfor-
mée par refroidissement rapide, doit, pour cette raison, être réalisé à une vitesse rapide. Si la vitesse de refroidissement secondaire (R2) est trop faible, il se forme de la perlite fine. Si la température de refroidissement secondaire (R2) est excessivement importante, le carbone solution solide dans la phase de ferrite, maintenu à la température intermédiaire T, n'est pas extrait de la phase de ferrite, et détériore ainsi la ductilité du produit final. En outre,-la tôle est déformée à -9cause des contraintes thermiques. En considérant de tels désavantages du fait d'une vitesse de refroidissement secondaire trop élevée, une vitesse de refroidissement secondaire faible (R2) de moins de 100 'C/seconde décrite dans la demande de brevet américain No 48.546 est avantageuse du point de vue de la ductilité et de la forme de l'acier, aussi longtemps
que la phase transformée par refroidissement rapide est formée. Toute-
fois, dans ce cas, le carbone solution solide dans la phase de ferrite du produit final est trop faible, il en résulte que le durcissement par vieillissement artificiel après le formage, qui est l'une des propriétés requises, devient très inférieure. Le durcissement par vieillissement artificiel est provoqué par le fait que dans la phase de vieillissement, les atomes de carbone diffusent dans les dislocations qui se sont développées dans la phase de ferrite lors du formage précédent et rendent ces dislocations immobiles. Ainsi, une certaine quantité de carbone
solution solide dans la phase de ferrite est nécessaire pour un durcis-
sement par vieillissement artificiel appréciable après formage. Ainsi,
dans le but d'assurer de grandes qualités de durcissement par refroidis-
sement artificiel après travail, la vitesse de refroidissement secondaire
(R2) doit être relativement élevée. Toutefois, d'un autre côté, la duc-
tilité ne doit pas être détériorée de manière très importante du fait d'une grande vitesse de refroidissement secondaire (R2). Les vitesses de refroidissement secondaires (R2) maximum et minimum sont pour cette raison déterminées de manière à ce que R2 ne soit pas supérieur à 300 OC/seconde, nais pas inférieur à 100 OC/seconde
(100 OC/seconde 4 R2 < 300 'C/seconde).
Dans le procédé de fabrication d'une tôle d'acier à deux pha-
ses, selon la présente invention, la région de haute température et la région de basse température de l'étape de refroidissement doivent avoir des fonctions individuelles respectives. En effet, principalement, la concentration de carbone dans la phase gamma et en plus le maintien d'une telle quantité de carbone solution solide dans la phase alpha, telle que nécessaire pour le durcissement par refroidissement artificiel après formage, doit être atteint dans la région de haute température,
alors que la formation de la phase transformée par refroidissement rapi-
de, et le maintien de la quantité de carbone solution solide mentionné
ci-dessus doivent être assurés dans la récion de basse température.
En se référant à la figure 4, la relation entre la température de départ du refroidissement rapide, et la vitesse de refroidissement
- 10 -
de la présente invention et celle du brevet britannique No 1.419.704
sont apparentes.
L'acier, qui a été produit selon les étapes de production de la présente invention, doit contenir au moins 0,01 % de carbone, et au moins 0,7 % de manganèse. Toutefois, si le carbone et le manganèse excèdent respectivement 0,12,e et 1,7 %, le carbone et le manganèse détériorent les propriétés de soudure. Le silicium renforce l'acier, mais une grande quantité de silicium altère les propriétés d'écaillage et ainsi provoque une mauvaise qualité de surface de la tôle d'acier. La
proportion maximum de silicium est de 1,2 %.
L'acier, qui est produit par les phases de production de la présente invention peut être fondu soit en utilisant un four Martin, un convertisseur ou un four électrique. Lorsqu'une quantité de carbone
relativement faible est désirée, un dégazage par le vide peut être appli-
qué à l'acier en-fusion. Un type d'acier peut être de l'acier effervescent, à calmage contrôlé, de l'acier semi-calmé ou de l'acier calmé. Un acier calmé à l'aluminium, avec une proportion d'aluminium de 0, 01 à 0,1 %,
est, toutefois, préférable. L'acier peut contenir pas moins d'approxima-
tivement 0,05 Z d'au moins un élément choisi parmi le groupe consistant en un métal de terre rare, du zirconium (Zr) et du calcium, qui contrôle la morphologie des inclusions non métalliques composées de sulfures, et
ainsi, améliore les propriétés de formage par flexion.
La coulée de l'acier en fusion peut être réalisée selon un
procédé conventionnel de coulée de lingots, ou par une coulée continue.
L'acier coulé est ensuite soumis à un laminage à chaud grossier, et finalement à un laminage à chaud. Le feuillard laminé à chaud peut ensuite être soumis à un laminage à froid avant le recuit continu. Etant
donné que les conditions de ces laminages sont bien connues dans l'indus-
trie métallurgique, elles ne sont pas décrites ici pour des raisons de brièveté. Des températures de recuit continu selon l'invention représentées par T1 dans la figure 2 sont dans le domaine alpha-gamma, c'est-à-dire
de 730 'C à 900 'C (730 0C < T1l< 900 oC).
Le procédé selon la présente invention peut être utilisé pour la production d'acier à deux phases avec un revêtement métallique par immersion à chaud. Par exemple, dans le cas d'une immersion à chaud dans le zinc, une tôle d'acier est refroidie depuis T1 à T selon un procédé approprié, tel que par exemple une application d'un jet de gaz, à une vitesse spécifiée par R1, ensuite elle est immergée dans un bain de zinc
- i1 -
en fusion maintenu environ à la température T, pendant quelques secon-
des. Etant donné que le bain de revêtement de zinc en fusion est usuelle-
ment porté à 460 OC, 500 OC, cette température tombe dans le domaine
spécifié de T. Après immersion, la tôle est refroidie de T à une tempé-
rature inférieure à 200 0C, à la vitesse spécifiée par R2. En plus, la composition de l'acier selon la présente invention ne doit pas contenir une grande quantité-de silicium nuisible au revêtement de zinc, ou lacomposition d'acier ne doit pas contenir du tout de silicium. Pour cette raison, la composition d'acier est avantageuse pour le revêtement
de zinc.
Le procédé selon la présente invention et les raisons pour la limitation des paramètres du procédé, tels que T, R1 et R2 vont être
expliqués ci-dessous au moyen d'exemples.
EXEMPLE l
Un acier calmé à l'aluminium (Al) (acier A) ayant une composi-
tion donnée dans le tableau 1 a été laminé à chaud d'une manière tradi-
tionnelle (température de finition 900 0C) et bobiné à 500 0C, et le feuillard laminé à chaud ainsi obtenu, d'une épaisseur de 2,7 mm a été laminé à froid à une réduction de 70 % pour produire-des tôles laminées
à froid de 0,8 mm d'épaisseur. Les tôles laminées à froid ont été chauf-
fées dans le domaine de température alpha-gamma et refroidies sous les conditions-de recuit continu et de refroidissement données dans le tableau
2. Pour déterminer les qualités de durcissement par vieillissement ar-
tificiel après formage, les tôles d'acier recuites en continu ont été
soumises à une mesure de résistance de fluage de 3 % à température am-
biante, sous l'application d'une contrainte de traction de 3 %. Après arrêt de cette contrainte, les tôles d'acier contraintes de 3 % ont été chauffées à 180 OC pendant 30 minutes, et ensuite la résistance de
flexion après de tels traitements a été mesurée à température ambiante.
Les qualités de durcissement par vieillissement artificiel après formage ont été déterminées en fonction de l'augmentation de la résistance à la flexion comparée aux résistances de fluage de 3 %. Les qualités de durcissement par vieillissement artificiel après formage dans tous
les exemples ont été déterminées selon le processus décrit ci-dessus.
- 12 -
TABLEAU 1
Composition de l'Acier A Désignation de l'acier C Si Mn P S AI
A 0,052 0,01 1,48 0,010 0,007 0,023
Les conditions de refroidissement dans le tableau 2 sont illustrées graphiquement en figure 5. Les conditions de refroidissement ont été ajustées en contrôlant la puissance de refroidissement d'un jet d'air, ou d'un jet d'air mélangé avec des fines gouttelettes d'eau. Tel que cela ressort du tableau 2, les conditions de refroidissement 3 sont les meilleures pour une grande ductilité et un faible ratio de flexion. Toutefois, les conditions de refroidissement 4 avec une grande vitesse de refroidissement secondaire sont avantageuses pour
une grande résistance à la traction et de grandes qualités de durcisse-
ment par vieillissement artificiel après formage.
r% r\e b-
cn C) cUn 1
TABLEAU 2
Conditions de recuits continu et Dropriétés de l'acier A Conditions fixées du
recuit con-
tinu 800"C pendant 1 minute 800 C pendant 1 minute 800 C pendant I minute 8J00 C pendant 1 minute Conditions
de refroi-
dissement
1 800 C + 200 C
vess.m0eenne de 4.3 C/seconde
*2 800 C + 200 C
vitesse moyenne de re froi lYmèenot re u/seconae 3 R1 de 800 à 500 C =9 C/seconde R2 de 500 à 20p C =10 C/seconde 4 R1 de 800 à 500 C =9 C/seconde R2 de 500 A 200 C =150 C/seconde Durcissement
par vieillisse-
YS TS EQ YS/Ts ment artificiel apres formage kg/mm 2 1mm 2 % kg/rmn
28,0 39,5 36,0 0,71
24,2 41,0 32,8 0,59
18,5 43,5 35,7 0,42
22,0 45,9 27,5 0,48
3,0 4,8 3,2 6,4 (YS: résistance à la flexion, E1: élongation) TS: résistance à la traction, -. r%3 rOa N M rn Ln i ! (. !
- 14 -
EXEMPLE 2
Un acier (acier B) calmé à l'aluminium (AI, au silicium (Si), présentant la composition donnée dans le tableau 3 a été laminé à chaud selon un processus normal (température de finition de 880 OC) et bobiné à 620 OC. Le feuillard ainsi laminé à chaud de 1,6 mm d'épaisseur a été chauffé dans le domaine de température alpha-gamma et refroidi dans les conditions de recuit continu et dans les conditions de refroidissement
données dans le tableau 4.
Les conditions de refroidissement du tableau 4 sont illustrées
graphiquement en figure 6.
Tel que cela ressort du tableau 4, les conditions de refroi-
dissement 4 avec une grande vitesse de refroidissement secondaire sont avantageuses pour une grande résistance à la traction et de grandes
qualités de durcissement par vieillissement artificiel après formage.
TABLEAU 3
Composition de l'acier B Désignation de l'acier C Si Mn P S AI |
B 0,091 0,44 1,54 0,012 0,005 0,026
C-, IO 0) F- ui,
TABLEAU 4
Conditions de recuit continu et propriétés de l'acier B Conditions fixees lde
recuit con-
tinu Conditions
de refroi-
dissement Durcissement
par vieillisse-
YS TS EZ YS/TS ment artificiel après formage kg/m2 gmm2 % _ kg 2 7800C pendant 2 minutes 780c'C pendant 2 minutes 780 C pendant 2 minutes 780 C pendant 2 rminutes
1 780 C - 200 C
mlitesse de refroi-
l/seconde
2 78Q C + 200 C
vitesse de refroi-
dissemeat 8.5 C/seconde 3 R1 de 780 à 550 C =4.8 C/seconde R2 de 550 à 2Q0 C =6 C/seconde 4 Ri de 780 à 550 C =4.8 C/seconde R2 de 550 à 200 C =110 C/seconde
38,9 52.,1! 32,0 0,75
,3 53,0 31t1 0,67 ,7
57,2 33,5 0,45
28,0 62,2 28.5 0,45
- CD cn" 2,5 4,4 3,0 6,2 <J, r%) rla CM hi KD
- 16 -
EXEMPLE 3
Les tôles laminées à froid préparées dans l'exemple 1 ont été chauffées dans le domaine de température alpha-gamma, ce qui a été
suivi d'un refroidissement à différentes vitesses de refroidissement pri-
maire R1et de refroidissement secondaire R2 données dans le tableau 5. La température intermédiaire T a été constante et a été de 520 OC. Les vitesses de refroidissement ont été réglées en contrôlant la puissance de refroidissement d'un jet d'air ou d'un jet d'air mélangé avec des fines gouttelettes d'eau. Tel que cela ressort du tableau 5, lorsque la vitesse de refroidissement primaire R1 est de 0,5 OC/seconde, un faible ratio de flexion, tel qu'un ratio inférieur à 0,6 ne peut pas être obtenu quelle que soit-la température de refroidissement secondaire R2. D'un autre côté, lorsque la température de refroidissement primaire s'élève à 40 'C/seconde, un faible ratio de flexion peut être obtenu, mais l'élongation est extrêmement défectueuse. La vitesse de refroidissement primaire de 1'C/seconde < R1i 301C/seconde est
adaptée pour un faible ratio de flexion et une grande ductilité.
En ce qui concerne le durcissement par vieillissement artificiel après formage, un tel durcissement d'approximativement 7 kg/mm2 au maximum est obtenu à une vitesse de refroidissement primaire R1 de moins 'C/seconde, et un durcissement de 8 kg/mm au maximum peut être
obtenu à une vitesse de refroidissement primaire de plus de 10 OC/seconde.
La vitesse de refroidissement primaire est, pour cette raison, de pré-
férence supérieure à 10 OC/seconde, mais pas supérieure à
30 'C/seconde (10 OC/seconde,ç R3 s 30 'C/seconde).-
- 17 -
TABLEAU 5
Vitesses de refroidissement dans le recuit continu en fonction des propriétés de l'acier A
Vitesse de re-
froidissement primaire de 800 C
à 520 C
(Rl C/seconde) 0,5
vitesse de re-
froidissement secondaire de
520 C à 200 C
(R2 C/seconde) TS YS/TS El% kg/mm2 41,9 42,8 39,6 43,4 44,5 46,0 47,2 47, 3 41,1 44,0 ,5 47,6 46,5 48,3 48,5 0,70 0,71 0,68 0,43 0,46 0,49 0,I48 0, 45 0,61 0,47 0,48 0,46 0,58 0,56 0,55 34,8 28,5 ,5 ,6 33,8 27,5 27,0 22,8 33,0 32,8 32,5 24,9 26,5 22,5 22,0 Durcissement
par vieillis-
sement arti-
ficiel après formage 3,0 3,9 3,1 3,2 4,1 6,4 6,7 7,0 3,0 4,7 4,9 8,1 3,8 4,9 8,0 Remarque: Les conditions fixées dans le recuit continu ont été de 800 C pendant 1 minute, et la température intermédiaire
dans le refroidissement a été de 520 C.
EXEMPLE 4
Les tôles laminées à froid préparées dans l'exemple 1 ont été chauffées dans le domaine de température alpha-gamma, ce qui a
été suivi par un refroidissement à différentes vitesses de refroidis-
sement primaire R1 et de refroidissement secondaire R2, et la tempé-
rature intermédiaire T est celle donnée dans le tableau 6.
Tel que cela ressort du tableau 6, à une température inter-
médiaire T de 400 C ou moins,un faible ratio de flexion ne peut pas être obtenu, alors que pour une température intermédiaire T de plus de 700 C/seconde l'élongation est défectueuse. La température
intermédiaire doit être de 420 à 700 C (420 C e T 700 C).
- 18 -
TABLEAU 6
Valeurs des températures intermédiaires en fonction du ration de flexion et de l'élongation
Vitesse de re-
froidissement primaire Rl /seconde Température intermédiaire T C
Vitesse de re-
froidissement secondaire R2 C/seconde
EXEMPLE 5
Des tôles d'acier présentant différentes proportions de carbone, de silicium et de manganèse, ont été recuites en continu dans les conditions données dans le tableau 7. Ces proportions ont varié de manière à ce que les limites de composition pour obtenir
un faible ratio de flexion puissent être considérées.
Tel que cela ressort du tableau 7, dans l'acier C avec 0,005 % de C, et 1, 5 % de Mn, le faible ratio de flexion ne peut pas être obtenu. En prenant ceci en considération, ainsi que les résultats des aciers D à H, les inventeurs considèrent que au moins 0,01 % de C et au moins 0,7 % de Mn sont nécessaires pour une structure
à deux phases, et également pour le faible ratio de flexion.
YS/TS 0,72 0,71 0,46 0,42 0,48 0,48 0,52 0,54 E1 % 32,8 31,3 ,2 27,0 27,0 27,1 26,8 23,5 Ln O Ln CD
TABLEAU 7
Résistance et ductilité de tôles d'acier de 0,8 mm d'épaisseur
Conditions de lamina-
ge à chaud Conditions de recuit en continu
C Si Mn Tempéra-
ture de finition oC
305 0,02 1,50 900
12 0,90 1,68 890
0,09 0,08 0,10 0,09 0,32 0,45 1,15 0,02 0,54 0,90 1,30 1,70
Tempéra-
ture de bobinage oC R1 Maintien C/seconde 800 C pendant 8 1 minute 780 C pendant 8 1 minute 800 C pendant 9 1 minute 850 C pendant 6 2 minutes 820 C pendant 4 3 minutes 770 C pendant 10 2 minutes ToC TS 2 YS/TS El R2 kg/m2 ri C/seconde
33,0 0,67 42,5
41,2 0,40 37,5
37,2 0,72 43,0
43,5 0,59 36,1
60,8 0,52 30,2
67,9 0,41 26,8
O0 n'1 c,, Ln Composant (% poids) 0,0 0,0 Aciers C D E F G H ! I- rlN -J M-4 a' Ni ro
2 472022
EXEMPLE 6
Le tableau 8 montre les propriétés mécaniques des aciers avec ou sans des éléments de contrôle sous forme de sulfure, tel que Ca ou des métaux de terre rare.:a composition de base des aciers et les cycles thermiques de recuit continu sont conformes à la pré- sente invention. Les aciers K et L proviennent de jauges laminées à chaud, et les aciers M et N de jauges laminées à froid. Tel que cela ressort clairement du tableau 8, de tels éléments de contrôle sous forme de sulfure aident à améliorer les paramètres de ductilité,
ainsi que le ratio d'expansion de piqûres et la valeur Erichsen.
(l c1 w Co r( cn <n g-. CD
TABLEAU 8
Propriétés mécaniques de tôles d'acier recuites en continu avec des éléments tels que Ca ou des additions de métaux de terre rare, amélioration du ratio d'expansion de piqûre et de la valeur Erichsen Conditions de laminage à chaud REUI Ca (Ce+La) Température de finition
Temp C Temp C main-
tien
- - - - __ - - _
k1) 0,070 0,70 i140 0,013 n.a.3) n.a.
L1) 4)0O4> n. a.
L 0;069 0,71 1,41 0/007 0,0056
Conditions de recuit
continu et de bobi-
nage R1 To C C/s CQ/ 880 600 800c en- 15 2 min.Oant
Durcisse-
TS YS/TS E1 ment par
vieillis-
lçnnm2 % sement ar tificiel aprés for mage kg/mn?
_- L
490 120 61,5 Ot,51 3012 851. 600 800 Cpen- 15 490 120 2 'ndant
61/9 0149 31,8
7,2 7,2
M2) 0,081 0,02 1,20 0J008 n.a. n.a.
N2)O 00 1, 0 8 n. 5) N2) 0,080 0,02 1,22 0;008 n.a. %022 890 650 780 C pen- 20 sec.dant 890 650 7800cPen- 20 selant
600 200 62,2 0,52 28,4
600 200
62,5 0,51 28,7
8>4 8,6 1) calibre laminé à chaud de 1,6 mm d'épaisseur 2) laminage à froid avec une réduction de 75 %, 1,00 mm d'épaisseur 3) n.a.: non ajouté 4) par analyse de coulée, S: 0,012 %, Ca a été ajouté au départ, 0,018 % ) REM (Ce + La) a été ajouté au départ, 0,032 % Ql, "s3 Acier Composition (% poids) C Si pn S Valeur E richsen mm Ratio d'ex- pansion
de pi-
qOres d/do 1,6 1,9 ! Doi I_
- 10,7
11t2 _ em..m_
- 22 -
Claims (7)
1. Procédé de production d'une tôle d'acier à deux phases, principalement composée d'une phase de ferrite et d'au moins une phase
transformée par refroidissement rapide, choisieparmi le groupe consis-
tant en une phase de martensite, une phase de bainite, et une phase d'austénite maintenue, et ayant une résistance à la tension qui n'est pas inférieure à 40 kg/mm, d'excellentes qualités de formage et de grandes qualités de durcissement par vieillissement artificiel, après le formage, caractérisé par le fait que: - on lamine à chaud un acier contenant de 0, 01 à 0,12 % de carbone, et de 0,7 à 1,7 % de manganèse, ce qui est suivi d'un bobinage
- on recuit en continu la tôle d'acier, qui a subi le lami-
nage à chaud, à une température de recuit comprise entre 730 et 900 OC, et;
- on refroidit depuis la température de recuit à une tempéra-
ture qui n'est pas supérieure à 200 OC, à une vitesse de refroidissement
moyenne (R1) tel que 1 'C/seconde.< R1 < 30 C/seconde pendant la pre-
mière étape du refroidissement primaire depuis la dite température de recuit jusqu'à une température intermédiaire (T) telle que 4200C < T.< 7000C, et à une vitesse de refroidissement moyenne (R2) telle que
100'C/seconde < R2 S 300 OC/seconde pendant la deuxième étape de refroi-
dissement depuis la température intermédiaire (T) jusqu'à la dite tempé-
rature qui n'est pas supérieure à 200 OC.
2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'on soumet en outre la tôle d'acier laminée à chaud en un laminage
à froid avant la dite phase de recuit continu.
3-. Procédé selon les revendications 1 ou 2, caractérisé par
le fait que la vitesse de refroidissement primaire (R1) est telle que
'C/seconde.s R1 4 30 OC/seconde.
4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé par le fait
que le dit acier ne contient pas plus de 1,2 % de silicium.
5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé par le fait
que le dit acier ne contient pas plus de 0,01 à 0,10 %' d'aluminium.
6. Procédé selon la revendication 4, caractérisé par le fait
que le dit acier ne contient pas plus de 0,5 % d'au moins l'un des élé-
ments choisis parmi le groupe consistant en des métaux de terre rare,
du calcium et du zirconium.
7. Procédé selon les revendications 1 ou 2, caractérisé par
- 23 -
le fait que les dites tôles d'acier traversent un bain de métal en fu-
sion élevé à une température intermédiaire T (420 C < T6 700 C) après le refroidissement depuis la température de recuit jusqu'à T à une vitesse moyenne spécifiée en tant que R1 (10C/seconde < R1 5 30 C/seconde), qu'elle est ensuite refroidie depuis la température T jusqu'à une température qui n'est pas supérieure à 200 C à une vitesse moyenne spécifiée
en tant que R2 (100 C/seconde < R2 300 C/seconde).
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54163277A JPS5850300B2 (ja) | 1979-12-15 | 1979-12-15 | 加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高い高強度低降伏比高延性複合組織鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| FR2472022A1 true FR2472022A1 (fr) | 1981-06-26 |
| FR2472022B1 FR2472022B1 (fr) | 1987-04-10 |
Family
ID=15770742
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| FR8026850A Expired FR2472022B1 (fr) | 1979-12-15 | 1980-12-12 | Procede de production d'une tole d'acier laminee a deux phases dont une est formee par refroidissement rapide apres recuit continu |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4394186A (fr) |
| JP (1) | JPS5850300B2 (fr) |
| BE (1) | BE886583A (fr) |
| BR (1) | BR8008153A (fr) |
| CA (1) | CA1139644A (fr) |
| DE (1) | DE3046941C2 (fr) |
| FR (1) | FR2472022B1 (fr) |
| GB (1) | GB2070058B (fr) |
| IT (1) | IT1129435B (fr) |
| NL (1) | NL184480C (fr) |
| SE (1) | SE437852B (fr) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0559225A1 (fr) * | 1992-03-06 | 1993-09-08 | Kawasaki Steel Corporation | Tôle d'acier résistant à la traction, ayant une déformabilité de bordage par étirage excellente et son procédé de fabrication |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139848A (ja) * | 1985-12-11 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 自動車補強部材用高強度高延性冷延鋼板 |
| US4793869A (en) * | 1987-04-10 | 1988-12-27 | Signode Corporation | Continuous treatment of cold-rolled carbon manganese steel |
| MX165036B (es) * | 1987-04-10 | 1992-10-16 | Signode Corp | Tratamiento continuo de acero de manganeso de carbono laminado en frio |
| US4793870A (en) * | 1987-04-10 | 1988-12-27 | Signode Corporation | Continuous treatment of cold-rolled carbon high manganese steel |
| US5328531A (en) * | 1989-07-07 | 1994-07-12 | Jacques Gautier | Process for the manufacture of components in treated steel |
| DE19936151A1 (de) * | 1999-07-31 | 2001-02-08 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US6641931B2 (en) | 1999-12-10 | 2003-11-04 | Sidmar N.V. | Method of production of cold-rolled metal coated steel products, and the products obtained, having a low yield ratio |
| DE10161465C1 (de) * | 2001-12-13 | 2003-02-13 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von Warmband |
| US20050247382A1 (en) * | 2004-05-06 | 2005-11-10 | Sippola Pertti J | Process for producing a new high-strength dual-phase steel product from lightly alloyed steel |
| DE102004054444B3 (de) * | 2004-08-10 | 2006-01-19 | Daimlerchrysler Ag | Verfahren zur Herstellung von Stahlbauteilen mit höchster Festigkeit und Plastizität |
| US7442268B2 (en) * | 2004-11-24 | 2008-10-28 | Nucor Corporation | Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet |
| US8337643B2 (en) | 2004-11-24 | 2012-12-25 | Nucor Corporation | Hot rolled dual phase steel sheet |
| US7959747B2 (en) * | 2004-11-24 | 2011-06-14 | Nucor Corporation | Method of making cold rolled dual phase steel sheet |
| US11155902B2 (en) | 2006-09-27 | 2021-10-26 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
| US7608155B2 (en) * | 2006-09-27 | 2009-10-27 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
| MX2010003835A (es) * | 2007-10-10 | 2010-05-13 | Nucor Corp | Acero estructurado metalografico complejo y metodo para manufacturarlo. |
| DE102008005158A1 (de) | 2008-01-18 | 2009-07-23 | Robert Bosch Gmbh | Bauelement, insbesondere eine Kraftfahrzeugkomponente, aus einem höherfesten austenitischen Stahl mit TRIP-, TWIP- und/oder SIP-Effekt |
| ES2614465T3 (es) * | 2012-07-10 | 2017-05-31 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Producto plano de acero laminado en frío y procedimiento para su fabricación |
| CN104328346A (zh) * | 2014-11-08 | 2015-02-04 | 江苏天舜金属材料集团有限公司 | 一种耐磨抗冲击型桩基钢护筒的加工工艺 |
| CN108051549B (zh) * | 2017-12-15 | 2024-03-15 | 中国科学院南京地理与湖泊研究所 | 一种测定水生植物能承受的水流临界流速的装置与方法 |
| CN116497274B (zh) * | 2023-04-19 | 2024-12-06 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种低成本易轧制600MPa级热轧双相钢及制备方法 |
| CN118064692B (zh) * | 2024-03-27 | 2026-03-20 | 首钢集团有限公司 | 一种热轧镀锌双相钢及其制备方法 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2189518A1 (fr) * | 1972-06-22 | 1974-01-25 | Nippon Kokan Kk | |
| FR2240294A1 (fr) * | 1973-08-11 | 1975-03-07 | Nippon Steel Corp | |
| BE846022A (fr) * | 1976-09-09 | 1977-03-09 | Procede de fabrication de toles pour emboutissage | |
| BE846024A (fr) * | 1976-09-09 | 1977-03-09 | Procede pour le traitement thermique continu des toles | |
| FR2344638A1 (fr) * | 1976-03-19 | 1977-10-14 | Jones & Laughlin Steel Corp | Acier a resistance et a allongement uniforme eleves |
| US4062700A (en) * | 1974-12-30 | 1977-12-13 | Nippon Steel Corporation | Method for producing a steel sheet with dual-phase structure composed of ferrite- and rapidly-cooled-transformed phases |
| US4159218A (en) * | 1978-08-07 | 1979-06-26 | National Steel Corporation | Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4113517A (en) * | 1974-04-26 | 1978-09-12 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of making cold-reduced al-killed steel strip for press-forming by continuous casting and continuous annealing process |
| JPS54163719A (en) * | 1978-06-16 | 1979-12-26 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability |
-
1979
- 1979-12-15 JP JP54163277A patent/JPS5850300B2/ja not_active Expired
-
1980
- 1980-12-01 GB GB8038429A patent/GB2070058B/en not_active Expired
- 1980-12-04 US US06/213,175 patent/US4394186A/en not_active Expired - Lifetime
- 1980-12-10 CA CA000366495A patent/CA1139644A/fr not_active Expired
- 1980-12-10 BE BE0/203107A patent/BE886583A/fr not_active IP Right Cessation
- 1980-12-11 SE SE8008717A patent/SE437852B/sv unknown
- 1980-12-12 BR BR8008153A patent/BR8008153A/pt not_active IP Right Cessation
- 1980-12-12 DE DE3046941A patent/DE3046941C2/de not_active Expired
- 1980-12-12 FR FR8026850A patent/FR2472022B1/fr not_active Expired
- 1980-12-15 NL NLAANVRAGE8006798,A patent/NL184480C/xx not_active IP Right Cessation
- 1980-12-15 IT IT68908/80A patent/IT1129435B/it active
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2189518A1 (fr) * | 1972-06-22 | 1974-01-25 | Nippon Kokan Kk | |
| GB1419704A (fr) * | 1972-06-22 | 1975-12-31 | ||
| FR2240294A1 (fr) * | 1973-08-11 | 1975-03-07 | Nippon Steel Corp | |
| US3951696A (en) * | 1973-08-11 | 1976-04-20 | Nippon Steel Corporation | Method for producing a high-strength cold rolled steel sheet having excellent press-formability |
| US4062700A (en) * | 1974-12-30 | 1977-12-13 | Nippon Steel Corporation | Method for producing a steel sheet with dual-phase structure composed of ferrite- and rapidly-cooled-transformed phases |
| FR2344638A1 (fr) * | 1976-03-19 | 1977-10-14 | Jones & Laughlin Steel Corp | Acier a resistance et a allongement uniforme eleves |
| BE846022A (fr) * | 1976-09-09 | 1977-03-09 | Procede de fabrication de toles pour emboutissage | |
| BE846024A (fr) * | 1976-09-09 | 1977-03-09 | Procede pour le traitement thermique continu des toles | |
| US4159218A (en) * | 1978-08-07 | 1979-06-26 | National Steel Corporation | Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0559225A1 (fr) * | 1992-03-06 | 1993-09-08 | Kawasaki Steel Corporation | Tôle d'acier résistant à la traction, ayant une déformabilité de bordage par étirage excellente et son procédé de fabrication |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3046941C2 (de) | 1984-04-26 |
| SE8008717L (sv) | 1981-06-16 |
| NL184480B (nl) | 1989-03-01 |
| GB2070058B (en) | 1983-06-02 |
| CA1139644A (fr) | 1983-01-18 |
| GB2070058A (en) | 1981-09-03 |
| NL8006798A (nl) | 1981-07-16 |
| BE886583A (fr) | 1981-04-01 |
| SE437852B (sv) | 1985-03-18 |
| FR2472022B1 (fr) | 1987-04-10 |
| DE3046941A1 (de) | 1981-10-01 |
| IT8068908A0 (it) | 1980-12-15 |
| IT1129435B (it) | 1986-06-04 |
| NL184480C (nl) | 1989-08-01 |
| JPS5850300B2 (ja) | 1983-11-09 |
| JPS5687626A (en) | 1981-07-16 |
| BR8008153A (pt) | 1981-06-30 |
| US4394186A (en) | 1983-07-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| FR2472022A1 (fr) | Procede de production d'une tole d'acier laminee a deux phases dont une est formee par refroidissement rapide apres recuit continu | |
| EP2171112B1 (fr) | Procede de fabrication de tôles d'acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites | |
| WO2013178887A1 (fr) | Acier laminé a chaud ou a froid a faible densite, son procede de mise en oeuvre et son utilisation | |
| JP4918044B2 (ja) | 高張力鋼ストリップを溶融浸漬コーティングする方法 | |
| EP2155916A1 (fr) | Acier a faible densite presentant une bonne aptitude a l'emboutissage | |
| FR2876711A1 (fr) | Procede de revetement au trempe a chaud dans un bain de zinc des bandes en acier fer-carbone-manganese | |
| FR2807069A1 (fr) | Tole en acier inoxydable ferritique revetue utilisable dans le domaine de l'echappement d'un moteur de vehicule automobile | |
| FR2472021A1 (fr) | Procede pour fabriquer une bande d'acier a haute resistance laminee a froid ayant une excellente aptitude au formage a la presse | |
| FR2480311A1 (fr) | Tole d'acier laminee a froid a faible limite d'allongement et haute resistance apte a un emboutissage profond | |
| FR2486101A1 (fr) | Tole d'acier laminee a froid, de solidite elevee, formable par pressage de structure a deux phases et procede pour la production de cette tole | |
| EP1627092A1 (fr) | Tole laminee a froid et aluminiee en acier dual phase a tres haute resistance pour ceinture anti-implosion de televiseur, et procede de fabrication de cette tole | |
| FR2507625A1 (fr) | Procede de fabrication de bandes d'acier laminees a froid, ne vieillissant pas, a emboutissage profond, presentant une excellente caracteristique de trempabilite par cuisson de la peinture grace a un recuit en continu | |
| EP1534869B1 (fr) | Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d une feuille de cet acier revetue de zinc ou d alliag e de zinc | |
| BE1011149A3 (fr) | Acier ductile a haute limite elastique et procede de fabrication de cet acier. | |
| FR2707669A1 (fr) | Procédé de fabrication d'une feuille mince apte à la confection d'éléments constitutifs de boîtes. | |
| CA2325892C (fr) | Procede de realisation d'une bande de tole laminee a chaud a tres haute resistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage | |
| EP1587963A2 (fr) | Acier lamine a chaud a tres haute resistance et procede de fabrication de bandes | |
| FR2833617A1 (fr) | Procede de fabrication de toles laminees a froid a tres haute resistance d'aciers dual phase micro-allies | |
| CA2502079C (fr) | Procede de fabrication de toles d'acier durcissables par cuisson, toles d'acier et pieces ainsi obtenues | |
| CA2314177C (fr) | Tole d'acier a basse teneur en aluminium pour emballage | |
| EP1354070B1 (fr) | Acier isotrope a haute resistance, procede de fabrication de toles et toles obtenues | |
| BE1011066A3 (fr) | Acier au niobium et procede de fabrication de produits plats a partir de celui-ci. | |
| FR2495189A1 (fr) | Tole d'acier de haute resistance et son procede de fabrication | |
| EP1346069B1 (fr) | Acier magnetique a grains non orientes, procede de fabrication de toles et toles obtenues | |
| EP1378577B1 (fr) | Procédé pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminée à froid, apte au formage, et bande d'acier ainsi obtenue |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| ST | Notification of lapse |