WO2002000947A1 - Procede pour la fabrication d'une bande d'acier laminee a froid a haute resistance et haute formabilite - Google Patents

Procede pour la fabrication d'une bande d'acier laminee a froid a haute resistance et haute formabilite Download PDF

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Annick De Paepe
Jean-Claude Herman
Stéphan Wilmotte
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a cold rolled steel strip with high strength and high formability. More specifically, it relates to a process for heat treatment of a cold-rolled steel strip, which makes it possible to form a multi-phase structure in steel, in particular a two-phase or dual phase structure, in order to obtain both high strength and good ductility of the steel strip.
  • the steel strips intended for forming operations are cold rolled strips.
  • This type of strip indeed has favorable properties, and in particular good ductility, for the operations envisaged. In general, these properties are the result of well-known annealing and cooling treatments.
  • the steel must be heated and maintained at a temperature situated in the intercritical temperature range, that is to say between the transformation points Ad and Ac3 of the steel.
  • the initial structure is thus transformed into a ferrite matrix in which particles of austenite are dispersed.
  • the cooling of the steel after this holding must be carried out on the one hand with a speed greater than the critical cooling rate and on the other hand until a temperature lower than the point Ms of the austenite formed during the intercritical annealing. Cooling carried out under these conditions results in the transformation of the austenite particles into finely dispersed martensite particles in the ferritic matrix.
  • the critical cooling speed and the level of point Ms that is to say the temperature at the start of the martensitic transformation, depends on the composition of the steel, and in particular on its carbon and manganese contents.
  • the heating is generally carried out in an oven, for example an open flame oven or a resistance oven, with a heating speed of the order of 10 °. C / s, up to the desired holding temperature.
  • primary cooling is most often carried out either by means of gas jets or by quenching in a hot water bath. The cooling rates reached under these conditions hardly exceed 120 ° C / s for a strip 0.8 mm thick.
  • Mn eq [% Mn] + 2.67 [% Mo] + 1, 3 [% Cr], in which [% Mn], [% Mo] and [% Cr] represent the weight content of Mn, Mo and Cr of steel.
  • the steels intended for forming are generally mild steels; they are therefore steels whose carbon content is between 0.02 and 0.08% by weight and the manganese content between 0.1 and 0.4% by weight.
  • the present invention aims to meet this need. To this end, it proposes a method for the manufacture of a cold rolled steel strip having a two-phase structure which gives it both high strength and high ductility.
  • the steel strip must have a low elastic limit (Re) and a high breaking load (Rm), leading to a Re / Rm ratio which is not more than 0.7 and which thus guarantees good drawing ability.
  • a method for manufacturing a high strength cold rolled steel strip for deep drawing in which said cold rolled strip is subjected to rapid heating and cooling, is characterized in that that the strip is heated at a rate of at least 150 ° C / s to a temperature in the intercritical range, in that the strip is kept at said temperature for at least 1 second and in that that said strip is then cooled to a temperature below the point Ms of the intercritical austenite, and preferably to room temperature, at a rate of at least 300 ° C / s.
  • the heating rate can be as high as possible, so as to carry out a treatment cycle as short as possible and thus guarantee a high productivity of the process.
  • the heating rate is advantageously between 150 ° C / s and 350 ° C / s, which lead to heating times of less than 5 seconds.
  • a heating rate greater than 350 ° C / s would also not bring any appreciable time saving but would require the use of unnecessarily expensive heating means.
  • the heating and holding temperature is located in the intercritical range, that is to say that it is between the transformation temperatures Ad and Ac3 of the steel. In this temperature range, the structure of the steel is composed of a mixture of austenite and ferrite, as mentioned above.
  • this temperature is generally between 725 ° C and 825 ° C approximately, and more precisely between 740 ° C and 800 ° C.
  • this temperature is advantageously chosen so as to ensure the formation of a maximum of 20% by volume of austenite in the ferrite matrix, in order to give the steel a high resistance without appreciably affecting its ductility; this proportion of austenite is even preferably between 10% and 15% by volume.
  • the duration of maintenance at this temperature is preferably not more than 20 seconds, in order to preserve the short cycle mentioned above.
  • the duration of the maintenance is chosen in combination with the temperature so as to achieve the desired proportion of austenite in the steel.
  • the following cooling is carried out in as short a time as possible, therefore with as high a speed as possible, on the one hand not to lengthen the treatment cycle and on the other hand to freeze the structure formed during the maintenance at the intercritical temperature.
  • the cooling rate is preferably between 300 ° C / s and 1000 ° C / s; it can be obtained by the use of jets of water mist under pressure, well known per se in the art.
  • This rapid cooling has the effect of lowering the temperature to a temperature below the Ms point of the steel.
  • a temperature is generally less than 350 ° C.
  • the strip can then be subjected to an aging operation after rapid cooling and rewinding.
  • This coil aging consists in maintaining a temperature below the Ms point of the steel, so as to preserve the dual phase structure formed previously. This temperature is preferably between 120 ° C and 340 ° C, so as to ensure the desired transformation of the intercritical austenite into martensite.
  • the strip is advantageously maintained at this temperature for a period of 3 min to 15 min, in order to ensure the precipitation of the soluble carbon which appeared during the transformation of the austenite into martensite and thus to improve certain properties, such as the stability , that is to say the sensitivity to aging, and the ductility, without excessively lengthening the duration of the treatment. This improvement is all the more marked the lower the manganese equivalent Mn eq .
  • the process of the invention thus offers an ultra-short continuous annealing cycle, which has several technical and economic advantages.
  • the process of the invention will now be illustrated by a few examples of cold-rolled steel strips for deep drawing.
  • the comparative examples relate to strips having undergone on the one hand the ultra short annealing treatment of the invention and on the other hand a conventional continuous annealing treatment.
  • the steels numbered 1 to 4, had the chemical composition indicated in Table 1.
  • Table 1 Chemical composition of the steels (in% by weight)
  • the conventional annealing treatment consisted of heating at a speed of 10 ° C / s to 760 ° C, maintaining at this temperature for 1 minute and cooling at a speed of 10 ° C / s until the ambient temperature.
  • the heating-holding-cooling cycle therefore lasted approximately 210 seconds.
  • the heating (Vc) and cooling (Vr) speeds were varied, as well as the temperatures and the holding (Ts, ts) and aging (Ta, your).
  • the strength and ductility properties of the cold-rolled steels were then determined, on the one hand after the conventional annealing mentioned above and on the other hand after the ultra short annealing treatment in accordance with the invention. In all cases, the duration of this was less than 20 seconds.
  • the properties considered are the elastic limit (Re), the breaking load (Rm) and the total elongation (A). The values of the parameters (Rm x A) and (Re / Rm) as well as the type of structure obtained were also indicated.

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Abstract

On chauffe la bande à une vitesse d'au moins 150 DEG C/s (préf. 150 DEG C/s à 350 DEG C/s) jusqu'à une température située dans le domaine intercritique, c.à.d. entre Ac1 et Ac3, et on la maintient à cette température pendant au moins 1 seconde (préf. max. 20 secondes). La température de maintien est de préférence comprise entre 725 DEG C et 825 DEG C, et de préférence entre 740 DEG C et 800 DEG C. On refroidit ensuite la bande jusqu'à une température inférieure au moint Ms de l'austénite intercritique à une vitesse d'au moins 300 DEG C/s (préf. 300 DEG C/s à 1000 DEG C/s). Après le refroidissement rapide et rebobinage, on peut maintenir la bande à une température comprise entre 120 DEG C et 340 DEG C pendant une durée comprise entre 3 min et 15 min pour améliorer la résistance au vieillissement. Le chauffage rapide est de préférence effectué par induction électromagnétique, avantageusement au moyen d'un inducteur à flux longitudinal.

Description

Procédé pour la fabrication d'une bande d'acier laminée à froid à haute résistance et haute formabilité
Domaine technique
La présente invention concerne un procédé pour la fabrication d'une bande d'acier laminée à froid à haute résistance et haute formabilité. Elle porte plus précisément sur un procédé de traitement thermique d'une bande d'acier laminée à froid, qui permet de former dans l'acier une structure multiphasée, en particulier une structure biphasée ou dual phase, en vue d'obtenir à la fois une haute résistance et une bonne ductilité de la bande d'acier.
Etat de la technique
D'une manière générale, les bandes d'acier destinées à des opérations de formage, notamment de haute formabilité, sont des bandes laminées à froid. Ce type de bande présente en effet des propriétés favorables, et en particulier une bonne ductilité, pour les opérations envisagées. D'une manière générale, ces propriétés sont le résultat de traitements thermiques de recuit et de refroidissement bien connus.
On sait par ailleurs qu'il est possible de produire des aciers présentant d'une part une haute résistance et d'autre part une ductilité élevée en leur conférant une structure biphasée, dite aussi structure dual phase. Cette structure est essentiellement constituée par une matrice ferritique douce, dans laquelle sont dispersées de fines particules de martensite. En schématisant quelque peu, on considère que la matrice ferritique assure la ductilité de l'acier, tandis que la résistance est donnée par la martensite, qui est une phase dure obtenue par une opération de trempe.
D'un point de vue métallurgique, l'obtention d'une telle structure dual phase est soumise à plusieurs conditions. D'abord, l'acier doit être chauffé et maintenu à une température située dans le domaine de température intercritique, c'est-à-dire entre les points de transformation Ad et Ac3 de l'acier. La structure initiale est ainsi transformée en une matrice de ferrite dans laquelle sont dispersées des particules d'austénite. Ensuite, le refroidissement de l'acier après ce maintien doit être effectué d'une part avec une vitesse supérieure à la vitesse critique de refroidissement et d'autre part jusqu'à une température inférieure au point Ms de l'austénite formée au cours du recuit intercritique. Un refroidissement effectué dans ces conditions entraîne la transformation des particules d'austénite en particules de martensite finement dispersées dans la matrice ferritique. On peut rappeler que la vitesse critique de refroidissement et le niveau du point Ms, c'est-à-dire la température de début de la transformation martensitique, dépendent de la composition de l'acier, et notamment de ses teneurs en carbone et en manganèse.
Dans les lignes de recuit conventionnelles pour des bandes d'acier laminées à froid, le chauffage est généralement effectué dans un four, par exemple un four à flammes nues ou un four à résistances, avec une vitesse de chauffage de l'ordre de 10°C/s, jusqu'à la température de maintien désirée. Après le maintien à cette température, le refroidissement primaire est le plus souvent opéré soit au moyen de jets de gaz soit par trempe dans un bain d'eau chaude. Les vitesses de refroidissement atteintes dans ces conditions ne dépassent guère 120°C/s pour une bande de 0,8 mm d'épaisseur.
Avec des vitesses de refroidissement de cet ordre, une structure dual phase, telle qu'elle a été définie plus haut, ne peut être obtenue qu'avec des nuances d'aciers alliés, et donc coûteux, présentant une teneur en manganèse équivalent Mneq > 1 ,2 %.
La valeur de cette teneur en manganèse équivalent est donnée par la relation:
Mneq = [% Mn] + 2,67 [% Mo] + 1 ,3 [% Cr], dans laquelle [% Mn], [% Mo] et [% Cr] représentent respectivement la teneur pondérale en Mn, Mo et Cr de l'acier.
Il est cependant bien connu que, notamment pour des raisons économiques, les aciers destinés au formage sont généralement des aciers doux; il s'agit dès lors d'aciers dont la teneur en carbone est comprise entre 0,02 et 0,08 % en poids et la teneur en manganèse entre 0,1 et 0,4 % en poids.
Avec ces aciers doux usuels, les vitesses de refroidissement mentionnées plus haut provoquent la transformation de l'austénite en perlite, et donc l'apparition d'une structure mixte de ferrite- perlite, qui ne présente pas les propriétés recherchées.
Par ailleurs, la plupart des lignes de recuit continu actuelles comportent une section de survieillissement ou de galvanisation après la section de refroidissement primaire. Une telle section de survieillissement ou de galvanisation travaille à une température relativement élevée, de l'ordre de 300°C à 500°C; cette température est dans tous les cas supérieure au point Ms de l'austénite formée au cours du recuit intercritique, et cette austénite ne peut dès lors pas se transformer en martensite dans ces conditions. De telles lignes de recuit continu ne permettent donc pas de fabriquer des bandes d'acier présentant la structure dual phase précitée. D'un point de vue économique, il n'est cependant pas intéressant de transformer les lignes de recuit continu conventionnelles, par exemple en supprimant ou en n'utilisant pas les sections existantes de survieillissement ou de galvanisation. Des lignes de recuit ainsi modifiées ne seraient en effet utilisées que partiellement, pour la fabrication de types d'aciers particuliers tels que les aciers dual phase.
Il existe donc actuellement dans la technique un besoin d'un procédé, et dès lors aussi d'une installation, permettant de fabriquer, dans des conditions techniques et économiques satisfaisantes, des bandes d'acier laminées à froid présentant la structure dual phase et les propriétés précitées.
Présentation de l'invention
La présente invention a pour but de répondre à ce besoin. A cet effet, elle propose un procédé pour la fabrication d'une bande d'acier laminée à froid présentant une structure biphasée qui lui confère à la fois une haute résistance et une ductilité élevée. En particulier, la bande d'acier doit présenter une basse limite d'élasticité (Re) et une charge de rupture (Rm) élevée, conduisant à un rapport Re/Rm qui n'est pas supérieur à 0,7 et qui garantit ainsi une bonne aptitude à l'emboutissage.
Conformément à l'invention, un procédé pour la fabrication d'une bande d'acier laminée à froid à haute résistance pour emboutissage profond, dans lequel on soumet ladite bande laminée à froid à un chauffage et à un refroidissement rapides, est caractérisé en ce que l'on chauffe la bande à une vitesse d'au moins 150°C/s jusqu'à une température située dans le domaine intercritique, en ce que l'on maintient la bande à ladite température pendant au moins 1 seconde et en ce que l'on refroidit ensuite ladite bande jusqu'à une température inférieure au point Ms de l'austénite intercritique, et de préférence jusqu'à la température ambiante, à une vitesse d'au moins 300°C/s.
La vitesse de chauffage peut être aussi élevée que possible, de façon à réaliser un cycle de traitement aussi court que possible et ainsi garantir une productivité élevée du procédé. En pratique, la vitesse de chauffage est avantageusement comprise entre 150°C/s et 350°C/s, qui conduisent à des durées de chauffage inférieures à 5 secondes. Dans ce cadre, il est intéressant d'effectuer ce chauffage par induction électromagnétique, de préférence au moyen d'un inducteur à flux longitudinal. Une vitesse de chauffage supérieure à 350°C/s n'apporterait d'ailleurs pas de gain de temps appréciable mais nécessiterait le recours à des moyens de chauffage inutilement coûteux. La température de chauffage et de maintien est située dans le domaine intercritique, c'est-à-dire qu'elle est comprise entre les températures de transformation Ad et Ac3 de l'acier. Dans ce domaine de température, la structure de l'acier est composée d'un mélange d'austénite et de ferrite, comme on l'a rappelé plus haut.
Pour fixer les idées et en fonction de la composition de l'acier, cette température est en général comprise entre 725°C et 825°C environ, et plus précisément entre 740°C et 800°C.
Selon l'invention, cette température est avantageusement choisie de façon à assurer la formation de 20 % en volume au maximum d'austénite dans la matrice de ferrite, afin de conférer à l'acier une résistance élevée sans affecter sensiblement sa ductilité; cette proportion d'austénite est même de préférence comprise entre 10 % et 15 % en volume.
La durée de maintien à cette température n'est de préférence pas supérieure à 20 secondes, afin de préserver le cycle court mentionné plus haut. En pratique, la durée du maintien est choisie en combinaison avec la température de façon à atteindre la proportion d'austénite désirée dans l'acier.
Le refroidissement qui suit est effectué en un temps aussi court que possible, donc avec une vitesse aussi élevée que possible, d'une part pour ne pas allonger le cycle de traitement et d'autre part pour figer la structure formée au cours du maintien à la température intercritique. En pratique, la vitesse de refroidissement est de préférence comprise entre 300°C/s et 1000°C/s; elle peut être obtenue par l'emploi de jets de brouillard d'eau sous pression, bien connus en soi dans la technique.
Ce refroidissement rapide a pour effet d'abaisser la température jusqu'à une température inférieure au point Ms de l'acier. Pour fixer les idées et en fonction de la composition de l'acier, en particulier de ses teneurs en carbone et en manganèse, une telle température est généralement inférieure à 350°C.
Selon une caractéristique particulière, la bande peut ensuite être soumise à une opération de vieillissement après le refroidissement rapide et rebobinage. Ce vieillissement en bobine consiste en un maintien à une température inférieure au point Ms de l'acier, de façon à préserver la structure dual phase formée antérieurement. Cette température est de préférence comprise entre 120°C et 340°C, de façon à assurer la transformation désirée de l'austénite intercritique en martensite. La bande est avantageusement maintenue à cette température pendant une durée de 3 min à 15 min, afin d'assurer la précipitation du carbone soluble apparu lors de la transformation de l'austénite en martensite et d'améliorer ainsi certaines propriétés, telles que la stabilité, c'est-à- dire la sensibilité au vieillissement, et la ductilité, sans allonger de façon excessive la durée du traitement. Cette amélioration est d'autant plus marquée que le manganèse équivalent Mnéq est plus bas.
Le procédé de l'invention offre ainsi un cycle de recuit continu ultra court, qui présente plusieurs avantages tant techniques qu'économiques.
Ce procédé présente en particulier une productivité élevée, en raison précisément de la courte durée du cycle de traitement. D'autre part, l'emploi du chauffage par induction assure une grande flexibilité de réglage des paramètres du recuit. Un tel cycle de recuit ultra court ne nécessite en outre que des lignes de recuit compactes, pour lesquelles les coûts d'investissement sont nettement inférieurs à ceux des lignes de recuit conventionnelles.
Exemples
Le procédé de l'invention sera maintenant illustré par quelques exemples de bandes d'acier laminées à froid pour emboutissage profond. Les exemples comparatifs portent sur des bandes ayant subi d'une part le traitement de recuit ultra court de l'invention et d'autre part un traitement de recuit continu conventionnel.
Les aciers, numérotés de 1 à 4, présentaient la composition chimique indiquée dans le Tableau 1. Tableau 1 - Composition chimique des aciers (en % en poids)
Acier C Mn Si
1 0,12 0,63 0,02
2 0, 11 1 ,15 0,03
3 0,10 1 ,12 0,39
4 0,15 1,48 0,02
Le traitement de recuit conventionnel a consisté en un chauffage à une vitesse de 10°C/s jusqu'à 760°C, un maintien à cette température pendant 1 minute et un refroidissement à une vitesse de 10°C/s jusqu'à la température ambiante. Le cycle de chauffage-maintien-refroidissement a donc duré environ 210 secondes. Pour la mise en œuvre du traitement de l'invention, on a fait varier les vitesses de chauffage (Vc) et de refroidissement (Vr), ainsi que les températures et les temps de maintien (Ts, ts) et de vieillissement (Ta, ta).
Les conditions de traitement sont précisées pour chaque acier dans le Tableau 2. Tableau 2 - Conditions du recuit suivant l'invention
Acier Vc Ts ts Vr Ta ta
(°C/s) (°C) (s) (°C/s) (°C) (min)
1 280 758 11 720 305 3,5
2 ' 262 764 15 695 270 5,5
3 275 755 9 687 270 5,5
4 282 768 12 441 235 6,5
On a ensuite déterminé les propriétés de résistance et de ductilité des aciers laminés à froid, d'une part après le recuit conventionnel rappelé plus haut et d'autre part après le traitement de recuit ultra court conforme à l'invention. Dans tous les cas, la durée de celui-ci a été inférieure à 20 secondes. Les propriétés considérées sont la limite d'élasticité (Re), la charge de rupture (Rm) et l'allongement total (A). On a également indiqué les valeurs des paramètres (Rm x A) et (Re/Rm) ainsi que le type de structure obtenue.
Les valeurs de ces propriétés sont rassemblées dans le Tableau 3. Tableau 3 - Propriétés des aciers laminés à froid et recuits
Acier Re Rm A Rm x A Re/Rm Structure* (MPa) (MPa) (%)
Recuit conventionnel
1 355 410 35 14350 0,87 F+P
2 360 447 35 15645 0,81 F+P
3 327 406 37 14819 0,81 F+P
4 316 534 28 15112 0,59 MP
Recuit ultra court suivant l'invention
1 315 553 20 11060 0,57 DP
2 371 566 28 15848 0,66 DP
3 301 575 21 12075 0,52 DP
4 379 653 20 13256 0,58 DP
' F+P: ferrite + perlite MP: multiphase DP : dual phase Ces résultats montrent une augmentation substantielle de la résistance des aciers laminés à froid traités conformément à l'invention par rapport au traitement de recuit conventionnel. Cette augmentation est clairement due à la structure dual phase. Le rapport Re/Rm est inférieur à 0,7, ce qui traduit une bonne formabilité de ces bandes d'acier.
On constate ainsi que l'on peut fabriquer des aciers à haute résistance à partir d'une nuance d'acier moins coûteuse que dans les procédés de la technique antérieure, tout en conservant une ductilité équivalente ou même améliorée. Ces aciers sont par exemple utilisés pour fabriquer des pièces de faible épaisseur résistant aux déformations locales, pour éviter des fissures par exemple en construction automobile (fonds de caisse, pare-chocs).

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé pour la fabrication d'une bande d'acier laminée à froid à haute résistance pour emboutissage profond, dans lequel on soumet ladite bande laminée à froid à un chauffage et à un refroidissement rapides, caractérisé en ce que l'on chauffe la bande à une vitesse d'au moins 150°C/s jusqu'à une température située dans le domaine intercritique de l'acier, en ce que l'on maintient la bande à ladite température pendant au moins 1 seconde, et en ce que l'on refroidit ensuite ladite bande jusqu'à une température inférieure au point Ms de l'austénite intercritique à une vitesse d'au moins 300°C/s.
2. Procédé suivant la revendication 1 , caractérisé en ce que la vitesse de chauffage de la bande est comprise entre 150°C/s et 350°C/s.
3. Procédé suivant la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que la température de maintien de la bande est comprise entre 725°C et 825°C, et de préférence entre 740°C et 800°C.
4. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que la durée du maintien de la bande n'est pas supérieure à 20 secondes.
5. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que l'on forme dans l'acier, au cours dudit maintien de la bande à une température située dans le domaine intercritique, une proportion d'austénite de 20 % en volume au maximum, et de préférence de 10 % à 15 % en volume.
6. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la vitesse de refroidissement de la bande est comprise entre 300°C/s et 1000°C/s.
7. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce qu'après le refroidissement rapide et rebobinage, on maintient la bobine à une température comprise entre 120°C et 340°C pendant une durée comprise entre 3 min et 15 min.
8. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que l'on effectue ledit chauffage rapide de la bande par induction électromagnétique. Procédé suivant la revendication 8, caractérisé en ce que l'on effectue ledit chauffage rapide de la bande au moyen d'un inducteur à flux longitudinal.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1378577A1 (fr) * 2002-07-02 2004-01-07 Centre de Recherches Metallurgiques A.S.B.L. Procédé pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminée à froid, apte au formage, et bande d'acier ainsi obtenue

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4398970A (en) * 1981-10-05 1983-08-16 Bethlehem Steel Corporation Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture
US4426235A (en) * 1981-01-26 1984-01-17 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Cold-rolled high strength steel plate with composite steel structure of high r-value and method for producing same
EP0196470A1 (fr) * 1985-03-08 1986-10-08 Hoogovens Groep B.V. Procédé de fabrication de bandes d'acier à structure double phase et bandes d'acier obtenues
US4816090A (en) * 1986-09-10 1989-03-28 The Broken Hill Proprietary Co., Ltd. Heat treated cold rolled steel strapping
AU600449B2 (en) * 1985-09-16 1990-08-16 Illinois Tool Works Inc. Heat treatment method for strapping
EP0429094A1 (fr) * 1984-01-20 1991-05-29 KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. Acier à bas carbone ayant une résistance élévée, articles de cet acier et procédé pour la production de cet acier
US5405463A (en) * 1980-10-24 1995-04-11 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Continuous annealing process of producing cold rolled mild steel sheet excellent in deep drawability and aging resistibility

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5405463A (en) * 1980-10-24 1995-04-11 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Continuous annealing process of producing cold rolled mild steel sheet excellent in deep drawability and aging resistibility
US4426235A (en) * 1981-01-26 1984-01-17 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Cold-rolled high strength steel plate with composite steel structure of high r-value and method for producing same
US4398970A (en) * 1981-10-05 1983-08-16 Bethlehem Steel Corporation Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture
EP0429094A1 (fr) * 1984-01-20 1991-05-29 KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. Acier à bas carbone ayant une résistance élévée, articles de cet acier et procédé pour la production de cet acier
EP0196470A1 (fr) * 1985-03-08 1986-10-08 Hoogovens Groep B.V. Procédé de fabrication de bandes d'acier à structure double phase et bandes d'acier obtenues
AU600449B2 (en) * 1985-09-16 1990-08-16 Illinois Tool Works Inc. Heat treatment method for strapping
US4816090A (en) * 1986-09-10 1989-03-28 The Broken Hill Proprietary Co., Ltd. Heat treated cold rolled steel strapping

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1378577A1 (fr) * 2002-07-02 2004-01-07 Centre de Recherches Metallurgiques A.S.B.L. Procédé pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminée à froid, apte au formage, et bande d'acier ainsi obtenue
BE1015018A3 (fr) * 2002-07-02 2004-08-03 Ct Rech Metallurgiques Asbl Procede pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminee a froid, procede de fabrication d'une bande d'acier adaptee au fromage et bande d'acier ainsi obtenue.

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