[go: up one dir, main page]

EP2291547B1 - Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites - Google Patents

Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites Download PDF

Info

Publication number
EP2291547B1
EP2291547B1 EP09761870A EP09761870A EP2291547B1 EP 2291547 B1 EP2291547 B1 EP 2291547B1 EP 09761870 A EP09761870 A EP 09761870A EP 09761870 A EP09761870 A EP 09761870A EP 2291547 B1 EP2291547 B1 EP 2291547B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
product
temperature
rolled
steel sheet
cold
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.)
Active
Application number
EP09761870A
Other languages
German (de)
English (en)
Other versions
EP2291547A1 (fr
Inventor
Antoine Moulin
Véronique Hebert
Catherine Vinci
Gloria Restrepo Garces
Tom Waterschoot
Mohamed Goune
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL
Original Assignee
ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL filed Critical ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL
Priority to EP09761870A priority Critical patent/EP2291547B1/fr
Priority to PL09761870T priority patent/PL2291547T3/pl
Publication of EP2291547A1 publication Critical patent/EP2291547A1/fr
Application granted granted Critical
Publication of EP2291547B1 publication Critical patent/EP2291547B1/fr
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
    • 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
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to the manufacture of cold-rolled and annealed sheets of so-called “dual-phase" steels having a very high strength and a deformability for the manufacture of parts by shaping, in particular in the automotive industry. .
  • the dual-phase steels whose structure includes martensite, possibly bainite, in a ferritic matrix, have developed a great deal because they combine high resistance with significant possibilities of deformation.
  • their yield strength is relatively low compared to their breaking strength, which gives them a very favorable ratio (yield strength / strength) during forming operations.
  • Their consolidation capacity is very large, which allows a good distribution of deformations in the case of a collision and obtaining a significantly higher yield strength on the part after forming. It is thus possible to produce parts as complex as with conventional steels, but with higher mechanical properties, which allows a reduction in thickness to maintain identical functional specifications. In this way, these steels are an effective response to the requirements of lightening and safety of vehicles.
  • EP0796928A1 also describes cold-rolled Dual Phase steels with a resistance greater than 550 MPa, composition 0.05-0.3% C, 0.8-3% Mn, 0.4-2.5% Al, 0, 01 to 0.2% Si.
  • the ferritic matrix contains martensite, bainite and / or residual austenite.
  • the examples presented show that the resistance does not exceed 660 MPa, even for a high carbon content (0.20-0.21%)
  • the document JP11350038 describes Dual Phase steels with a strength greater than 980 MPa, composition 0.10-0.15% C, 0.8-1.5% Si, 1.5-2.0% Mn, 0.01-0 , 05% P, less than 0.005% S, 0.01-0.07% Al in solution, less than 0.01% N, additionally containing one or more elements: 0.001-0.02% Nb, 0.001-0 , 02% V, 0.001-0.02% Ti.
  • This high strength is, however, obtained at the cost of a significant addition of silicon which certainly allows the formation of martensite, but may nevertheless lead to the formation of surface oxides which deteriorate the coating on quenching.
  • FR 2790009 discloses a dual-phase high yield strength steel R e , comprising by weight between 0.04 and 0.4% carbon, between 1.0 and 2.0% manganese, between 0.1 and 0.8 % silicon, 0.4 and 0.6% chromium (claim 8), between 0 and 0.08% molybdenum (claim 9), less than 0.01% niobium, less than 0.02% titanium , less than 0.004% sulfur, less than 0.007% nitrogen (claim 11), less than 0.01% vanadium, the remainder being iron and unavoidable residual impurities.
  • the object of the present invention is to provide a method of manufacturing dual-phase steel plates very high strength, cold rolled, bare or coated, not having the disadvantages mentioned above. It aims to provide Dual Phase steel sheets with a mechanical strength of between 980 and 1100 MPa together with an elongation greater than 9% rupture and good formability, including folding
  • the invention also aims to provide a manufacturing method in which small variations in the parameters do not lead to significant changes in the microstructure or mechanical properties.
  • the invention also aims to provide a sheet of steel easily fabricated by cold rolling, that is to say whose hardness after the hot rolling step is limited so that the rolling forces remain moderate during of the cold rolling step.
  • the invention also aims to provide an economical manufacturing process by avoiding the addition of expensive alloying elements.
  • the subject of the invention is a dual-phase cold-rolled and annealed steel sheet having a strength of between 980 and 1100 MPa, an elongation at break of greater than 9%, the composition of which comprises the contents being expressed in terms of weight: 0.055% ⁇ C ⁇ 0.095%, 2% ⁇ Mn ⁇ 2.6%, 0.005% ⁇ Si ⁇ 0.35%, S ⁇ 0.005%, P ⁇ 0.050%, 0.1 ⁇ Al ⁇ 0.3% , 0,05% ⁇ Mo ⁇ 0,25%, 0,2% ⁇ Cr ⁇ 0,5%, it being understood that Cr + 2Mo ⁇ 0,6%, Ni ⁇ 0,1%, 0,010 ⁇ Nb ⁇ 0,040% , 0.010 ⁇ Ti ⁇ 0.050%, 0.0005 ⁇ B ⁇ 0.0025%, 0.002% ⁇ N ⁇ 0.007%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from processing.
  • the composition of the steel contains, the content being expressed by weight: 0.12% ⁇ Al ⁇ 0.25%.
  • the composition of the steel contains, the content being expressed by weight: 0.10% ⁇ Si ⁇ 0.30%.
  • the composition of the steel preferably contains: 0.15% ⁇ Si ⁇ 0.28%. According to a preferred embodiment, the composition contains: P ⁇ 0.015%.
  • the microstructure of the sheet preferably contains 35 to 50% of martensite in surface proportion.
  • the complement of the microstructure consists of 50 to 65% of ferrite in surface proportion.
  • the complement of the microstructure consists of 1 to 10% of bainite and 40 to 64% of ferrite in surface proportion.
  • the surface fraction of non-recrystallized ferrite relative to the entire ferritic phase is preferably less than or equal to 15%.
  • the steel sheet preferably has a ratio between its elastic limit R e and its resistance R m such that: 0.6 RRe / R m ⁇ 0.8.
  • the sheet is galvanized continuously.
  • the sheet has a galvannealed coating.
  • the invention also relates to a manufacturing method according to one of the above characteristics, characterized in that the temperature T M is between 760 and 830 ° C.
  • the cooling rate V R is greater than or equal to 15 ° C / s.
  • the invention also relates to the use of a steel sheet according to any one of the above characteristics, or manufactured by a process according to any one of the above characteristics, for the manufacture of structures or safety for motor vehicles.
  • carbon plays an important role in the formation of the microstructure and in the mechanical properties: below 0.055% by weight, the resistance becomes insufficient. Beyond 0.095%, a lengthening of 9% can no longer be guaranteed. The weldability is also reduced.
  • manganese is an element that increases quenchability and reduces carbide precipitation. A minimum content of 2% by weight is necessary to obtain the desired mechanical properties. However, beyond 2.6%, its gammagenic character leads to the formation of a band structure too marked. Silicon is a component involved in the deoxidation of liquid steel and hardening in solid solution. This element also plays an important role in the formation of the microstructure by preventing the precipitation of carbides and by promoting the formation of martensite which enters the structure of the Dual Phase steels. It plays an effective role beyond 0.005%. An addition of silicon in an amount greater than 0.10%, preferably greater than 0.15%, makes it possible to achieve the highest levels of resistance to which the invention relates.
  • an increase in the silicon content degrades the dip coating ability by promoting the formation of adherent oxides on the surface of the products: its content must be limited to 0.35% by weight, and preferably 0.30% to obtain a good coating.
  • the silicon decreases the weldability: a content of less than 0.28% makes it possible simultaneously to ensure very good weldability as well as good coating.
  • the ductility is reduced due to the excessive presence of sulfides such as MnS which decrease the ability to deform, especially during hole expansion tests.
  • Phosphorus is an element that hardens in solid solution but decreases spot weldability and hot ductility, particularly because of its ability to segregate at grain boundaries or co-segregate with manganese. For these reasons, its content must be limited to 0.050%, and preferably to 0.015% in order to obtain a good spot welding ability.
  • Aluminum plays an important role in the invention by preventing the precipitation of carbides and promoting the formation of martensitic constituents upon cooling. These effects are obtained when the aluminum content is greater than 0.1%, and preferably when the aluminum content is greater than 0.12%.
  • AlN aluminum limits grain growth during annealing after cold rolling.
  • This element is also used for the deoxidation of the liquid steel in an amount usually less than about 0.050%. It is usually considered that higher levels increase the erosion of refractories and the risk of plugging the nozzles. In excessive amounts, aluminum reduces hot ductility and increases the risk of defects in continuous casting. It is also sought to limit inclusions of alumina, in particular in the form of clusters, in order to ensure sufficient elongation properties.
  • the inventors have demonstrated, in connection with the other elements of the composition, that an amount of aluminum up to 0.3% by weight could be added without adverse effect vis-à-vis other properties required particularly with respect to the deformability, and also provided the desired microstructural and mechanical properties.
  • An aluminum content of up to 0.25% by weight makes it possible to ensure the formation of a fine microstructure without large martensitic islands which would play a detrimental role on the ductility.
  • the inventors have shown that, surprisingly, it was possible to obtain a high level of resistance, between 980 and 1100 MPa, even in spite of the limitation of additions of aluminum and silicon. This is achieved by the particular combination of the alloying or microalloying elements according to the invention, in particular by virtue of the additions of Mo, Cr, Nb, Ti, B.
  • molybdenum plays an effective role on quenchability and delays the enlargement of ferrite and the appearance of bainite.
  • a content greater than 0.25% excessively increases the cost of the additions.
  • chromium in an amount greater than 0.2%, chromium, by its role on quenchability, also contributes to delay the formation of proeutectoid ferrite. Beyond 0.5%, the cost of the addition is too excessive.
  • chromium and molybdenum contents are such that: Cr + (2 ⁇ Mo) ⁇ 0.6%.
  • the coefficients in this relation reflect the respective influence of these two elements on the quenchability in order to favor the obtaining of a fine ferritic structure.
  • the titanium and niobium contents above make it possible to ensure that the nitrogen is completely trapped in the form of nitrides or carbonitrides, so that the boron is in free form and can play an effective role on the quenchability.
  • the effect of boron on quenchability is fundamental.
  • boron indeed makes it possible to control and limit the diffusive phase transformations (ferritic or pearlitic transformation during cooling) and to form hardening phases (bainite or martensite) necessary for obtaining high mechanical strength characteristics.
  • the addition of boron is therefore an important component of the present invention, it also makes it possible to limit the addition of quenching elements such as Mn, Mo, Cr and to reduce the analytical cost of the steel grade.
  • the minimum boron content to ensure effective quenchability is 0.0005%. Beyond 0.0025%, the effect on the quenchability is saturated and there is a detrimental effect on the coating and hot ductility.
  • nitrides and carbonitrides In order to form a sufficient amount of nitrides and carbonitrides, a minimum content of 0.002% nitrogen is required. The nitrogen content is limited to 0.007% to avoid the formation of BN which would decrease the amount of free boron required for the hardening of the ferrite.
  • Ni may be performed to provide additional hardening of the ferrite. This addition is, however, limited to 0.1% for cost reasons.
  • the cast semi-finished products are first brought to a temperature T R greater than 1150 ° C. in order to reach at all points a temperature favorable to the high deformations which the steel will undergo during rolling.
  • the austenitic grains increase undesirably.
  • the only precipitates likely to effectively control the size of the austenitic grain are titanium nitrides, and the reheat temperature should be limited to 1250 ° C in order to maintain a fine austenitic grain at this stage.
  • the hot rolling step of these semi-finished products starting at more than 1150 ° C. can be done directly after casting. that an intermediate heating step is not necessary in this case.
  • the semi-finished product is hot-rolled in a temperature range where the structure of the steel is totally austenitic: if T FL is lower than the starting temperature of transformation from austenite to cooling A r3 , the ferrite grains are hardened by rolling and ductility is reduced.
  • a rolling end temperature of greater than 850 ° C. will be chosen.
  • the hot-rolled product is then rolled at a temperature T bob of between 500 and 570 ° C.
  • T bob This temperature range makes it possible to obtain a complete bainitic transformation during the quasi-isothermal maintenance associated with the winding.
  • This range leads to a morphology of Ti and Nb precipitates which are sufficiently fine in order to allow the exploitation of their hardening and quenching power during the subsequent steps of the manufacturing process.
  • a coil temperature greater than 570 ° C leads to the formation of coarser precipitates, whose coalescence during continuous annealing significantly decreases the efficiency.
  • the hot rolled product is then etched according to a process known per se, followed by cold rolling with a reduction ratio preferably comprised between 30 and 80%.
  • the cold-rolled product is then heated, preferably in a continuous annealing installation, with an average heating rate V C of between 1 and 5 ° C./s.
  • V C average heating rate
  • T M annealing temperature
  • the heating is carried out up to an annealing temperature T M between the temperature A c1 (allotropic transformation start temperature at heating) + 40 ° C, and A c3 (end of allotropic transformation temperature at heating) - 30 ° C, that is to say in a particular temperature range of the intercritical domain: when T M is less than (A c1 + 40 ° C), the structure may further comprise non-recrystallized ferrite zones whose surface fraction can reach 15 %. This proportion of non-recrystallized ferrite is evaluated as follows: after having identified the ferritic phase within the microstructure, the surface percentage of non-recrystallized ferrite relative to the entire ferritic phase is quantified.
  • An annealing temperature T M makes it possible to obtain an amount of austenite sufficient to subsequently form the cooling of the martensite in an amount such that the desired characteristics are attained.
  • a temperature T M lower than (A c3 - 30 ° C) also makes it possible to ensure that the carbon content of the austenite islands formed at the temperature T M indeed leads to a subsequent martensitic transformation: when the annealing temperature is too high The carbon content of the austenite islands becomes too low, leading to subsequent transformation into bainite or unfavorable pearlite.
  • too high a temperature leads to an increase in the size of niobium precipitates which lose some of their curing ability. The final mechanical strength is then decreased.
  • a temperature T M of between 760 ° C. and 830 ° C. is preferably chosen for this purpose.
  • This cooling can be carried out from the temperature T M in one or several steps and may involve in the latter case different cooling modes such as cold or boiling water baths, jets of water or gas . These possible accelerated cooling modes can be combined to obtain a complete martensitic transformation of the austenite. After this martensitic transformation, the sheet is cooled to room temperature.
  • the hot-rolled products were then pickled and then cold-rolled to a thickness of 1.4 to 2 mm, ie a reduction rate of 50%.
  • some steels have been subject to different manufacturing conditions.
  • References IX1, IX2 and IX3 denote for example three steel sheets manufactured under different conditions from the steel composition IX.
  • the sheets were galvanized by dipping in a zinc bath at a temperature T Zn of 460 ° C., others were further subjected to a galvannealing treatment.
  • Table 3 shows the manufacturing conditions for annealed sheet after cold rolling: - Heating speed V c - Annealing temperature T M.
  • the microstructure of steels whose matrix is ferritic, has also been determined.
  • the surface fractions of bainite and martensite were quantified after Picral and LePera reagent etching respectively, followed by image analysis using Aphelion TM software.
  • the non-recrystallized ferrite surface fraction was also determined by optical and scanning electron microscopy observations in which the ferritic phase was identified and the recrystallized fraction within this ferritic phase quantified.
  • Non-recrystallized ferrite is generally in the form of elongated islands by rolling.
  • the folding ability was quantified as follows: sheets were folded in a block on themselves in several turns. In this way, the bending radius decreases each turn. The foldability is then evaluated by noting the presence of cracks on the surface of the folded block, the rating being expressed from 1 (low foldability) to 5 (very good ability). satisfactory.
  • the steel sheets according to the invention have a set of microstructural and mechanical characteristics enabling the advantageous manufacture of parts, in particular for structural applications: resistance of between 980 and 1100 MPa, ratio R e / R m of between 0.6 and 0.8, elongation at break of greater than 9%, good folding ability.
  • the figure 1 illustrates the morphology of the IX1 steel sheet, where the ferrite is completely recrystallized.
  • the sheets according to the invention have good weldability, in particular resistance, the equivalent carbon being less than 0.25.
  • the weldability range as defined by ISO18278-2, in spot welding is very wide, of the order of 3500A. It is increased relative to a reference grade of the same grade.
  • cross-tension or tensile-shear tests carried out on welded points of sheets according to the invention reveal that the resistance of these welded points is very high with regard to the mechanical characteristics.
  • the steel plates IX3 (galvanized) and IX6 (galvannealed) were annealed at a temperature T M too low: consequently, the fraction of non-recrystallized ferrite is excessive as well as the martensite fraction.
  • T M temperature
  • the figure 2 illustrates the microstructure of the steel sheet IX3: note the presence of non-recrystallized ferrite in the form of elongate islands (marked (A)) coexisting with recrystallized ferrite and martensite, the latter constituting appearing darker on the micrograph.
  • a Micrograph in Scanning Electron Microscopy ( figure 3 ) makes it possible to finely distinguish the zones of non recrystallized ferrite (A) from those recrystallized (B).
  • Sheet IX5 is a galvannealed sheet annealed at a temperature T M too high: the carbon content of austenite at high temperature then becomes too low and the appearance of bainite is favored at the expense of the formation of martensite. Coalescence of niobium precipitates is also observed, which causes a loss of hardening. The resistance is then insufficient, the ratio Re / R m being too high.
  • IX7 galvannealed sheet was cooled at a speed V R too slow after the annealing step: the transformation of the austenite formed into ferrite then occurs in this cooling step excessively, the steel sheet containing at the stage final a proportion of bainite too important and a proportion of martensite too low, which leads to insufficient resistance.
  • the composition of the steel sheet R does not correspond to the invention, its carbon content being too high, and its content of manganese, aluminum, niobium, titanium, boron being too low. As a result, the martensite fraction is too weak so that the mechanical strength is insufficient.
  • the steel sheets according to the invention will be used profitably for the manufacture of structural parts or safety in the automotive industry.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Description

  • L'invention concerne la fabrication de tôles laminées à froid et recuites d'aciers dits « dual-phase » présentant une très haute résistance et une aptitude à la déformation pour la fabrication de pièces par mise en forme, en particulier dans l'industrie automobile.
  • Les aciers dual-phase, dont la structure comprend de la martensite, éventuellement de la bainite, au sein d'une matrice ferritique, ont connu un grand développement car ils allient une résistance élevée à des possibilités importantes de déformation. A l'état de livraison, leur limite d'élasticité est relativement basse comparée à leur résistance à la rupture, ce qui leur confère un rapport (limite d'élasticité/résistance) très favorable lors des opérations de formage. Leur capacité de consolidation est très grande, ce qui permet une bonne répartition des déformations dans le cas d'une collision et l'obtention d'une limite d'élasticité nettement plus importante sur pièce après formage. On peut réaliser ainsi des pièces aussi complexes qu'avec des aciers conventionnels, mais avec des propriétés mécaniques plus élevées, ce qui autorise une diminution d'épaisseur pour tenir un cahier des charges fonctionnel identique. De la sorte, ces aciers sont une réponse efficace aux exigences d'allègement et de sécurité des véhicules. Dans le domaine des tôles laminées à chaud (d'épaisseur allant par exemple de 1 à 10mm) ou laminées à froid (épaisseur allant par exemple de 0,5 à 3 mm), ce type d'aciers trouve notamment des applications pour des pièces de structures et de sécurité pour les véhicules automobile, telles que les traverses, longerons, pièces de renfort, ou encore les voiles de roues.
  • Les exigences récentes d'allègement et de réduction de la consommation d'énergie ont conduit à une demande accrue d'aciers dual-phase à très haute résistance, c'est à dire dont la résistance mécanique Rm est comprise entre 980 et 1100MPa. Outre ce niveau de résistance, ces aciers doivent présenter une bonne soudabilité et une bonne aptitude à la galvanisation en continu au trempé. Ces aciers doivent également présenter une bonne aptitude au pliage.
  • La fabrication d'aciers Dual Phase à haute résistance est par exemple décrite dans le document EP1201780 A1 relatif à des aciers de composition : 0,01-0,3%C, 0,01-2%Si, 0,05-3%Mn, <0,1%P, <0,01%S, 0,005-1%Al, dont la résistance mécanique est supérieure à 540MPa, qui présentent une bonne résistance à la fatigue et une aptitude à l'expansion de trou. Cependant, la plupart des exemples présentés dans ce document révèlent une résistance inférieure à 875 MPa. Les rares exemples dans ce document allant au delà de cette valeur sont relatifs à des aciers à forte teneur en carbone (0,25 ou 0,31%) pour lesquelles l'aptitude au soudage et à l'expansion de trou n'est pas suffisante.
  • Le document EP0796928A1 décrit par ailleurs des aciers Dual Phase laminés à froid dont la résistance est supérieure à 550MPa, de composition 0,05-0,3%C, 0,8-3%Mn, 0,4-2,5%Al, 0,01-0,2%Si. La matrice ferritique contient de la martensite, de la bainite et/ou de l'austénite résiduelle. Les exemples présentés montrent que la résistance ne dépasse pas 660MPa, même pour une teneur en carbone élevée (0,20-0,21 %)
  • Le document JP11350038 décrit des aciers Dual Phase dont la résistance est supérieure à 980MPa, de composition 0,10-0,15%C, 0,8-1,5%Si, 1,5-2,0%Mn, 0,01-0,05%P, moins de 0,005%S, 0,01-0,07%Al en solution, moins de 0,01%N, contenant en outre un ou plusieurs éléments : 0,001-0,02%Nb, 0,001-0,02%V, 0,001-0,02%Ti. Cette résistance élevée est cependant obtenue au prix d'une addition importante de silicium qui permet certes la formation de martensite, mais peut néanmoins conduire à la formation d'oxydes superficiels qui détériorent la revêtabilité au trempé.
  • FR 2790009 divulgue un acier dual-phase a haute limite d'élasticité Re, comprenant en poids entre 0, 04 et 0, 4 % de carbone, entre 1, 0 et 2, 0 % de manganèse, entre 0,1 et 0,8 % de silicium, 0,4 et 0,6 % de chrome (revendication 8), entre 0 et 0,08 % de molybdène (revendication 9), moins de 0, 01 % de niobium, moins de 0, 02 % de titane, moins de 0, 004 % de soufre, moins de 0,007 % d'azote (revendication 11), moins de 0, 01 % de vanadium, le reste étant du fer et des impuretés résiduelles inévitables.
  • Le but de la présente invention est de proposer un procédé de fabrication de tôles d'aciers dual-phase à très haute résistance, laminées à froid, nues ou revêtues, ne présentant pas les inconvénients mentionnés précédemment. Elle vise à mettre à disposition des tôles d'acier Dual Phase présentant une résistance mécanique comprise entre 980 et 1100 MPa conjointement avec un allongement à rupture supérieur à 9% et une bonne aptitude au formage, notamment au pliage
  • L'invention vise également à mettre à disposition un procédé de fabrication dont de faibles variations des paramètres n'entraînent pas de modifications importantes de la microstructure ou des propriétés mécaniques.
  • L'invention vise également à mettre à disposition une tôle d'acier aisément fabricable par laminage à froid, c'est à dire dont la dureté après l'étape de laminage à chaud est limitée de telle sorte que les efforts de laminage restent modérés lors de l'étape de laminage à froid.
  • Elle vise également à disposer d'une tôle d'acier apte au dépôt d'un revêtement métallique, en particulier par galvanisation au trempé selon les procédés usuels.
  • Elle vise encore à disposer d'un acier présentant une bonne aptitude au soudage au moyen des procédés d'assemblage usuels tels que le soudage par résistance par points.
  • L'invention vise également à mettre à disposition un procédé de fabrication économique en évitant l'addition d'éléments d'alliage coûteux.
  • A cet effet, l'invention a pour objet une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et recuite de résistance comprise entre 980 et 1100MPa, d'allongement à rupture supérieur à 9 %, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,055% ≤C ≤ 0,095%, 2% ≤Mn ≤2,6%, 0,005% ≤ Si≤ 0,35%, S≤0,005%, P ≤0,050%, 0,1 ≤Al ≤ 0,3%, 0,05% ≤Mo ≤0,25%, 0,2%≤Cr≤0,5%, étant entendu que Cr+2Mo≤0,6%, Ni≤ 0,1%, 0,010≤Nb ≤0,040%, 0,010≤Ti≤0,050%, 0,0005 ≤B≤0,0025%, 0,002%≤N≤0,007%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
  • Préférentiellement, la composition de l'acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0,12% ≤Al≤0,25%.
  • Selon un mode préféré, la composition de l'acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0,10% ≤ Si ≤ 0,30%.
  • La composition de l'acier contient à titre préférentiel :0,15% ≤ Si ≤ 0,28%. Selon un mode préféré, la composition contient : P ≤0,015%.
  • La microstructure de la tôle contient préférentiellement 35 à 50% de martensite en proportion surfacique.
  • Selon un mode particulier, le complément de la microstructure est constitué de 50 à 65% de ferrite en proportion surfacique.
  • Selon un autre mode particulier, le complément de la microstructure est constitué de 1 à 10% de bainite et de 40 à 64% de ferrite en proportion surfacique.
  • La fraction surfacique de ferrite non recristallisée rapportée à la totalité de la phase ferritique est préférentiellement inférieure ou égale à 15%.
  • La tôle d'acier possède préférentiellement un rapport entre sa limite d'élasticité Re et sa résistance Rm tel que : 0,6≤Re/Rm≤0,8.
  • Selon un mode particulier, la tôle est galvanisée en continu.
  • Selon un autre mode particulier, la tôle comporte un revêtement galvannealed.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et recuite caractérisé en ce qu'on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des caractéristiques ci-dessus, puis
    • on coule l'acier sous forme de demi-produit, puis
    • on porte le demi-produit à une température 1150°C≤TR≤1250°C, puis
    • on lamine à chaud le demi-produit avec une température de fin de laminage TFL ≥Ar3 pour obtenir un produit laminé à chaud, puis
    • on bobine le produit laminé à chaud à une température 500°C ≤Tbob≤ 570°C, puis on décape le produit laminé à chaud, puis on effectue un laminage à froid avec un taux de réduction compris entre 30 et 80% pour obtenir un produit laminé à froid, puis
    • on chauffe le produit laminé à froid à une vitesse 1°C/s≤Vc≤5°C/s jusqu'à une température de recuit TM telle que: Ac1+40°C≤TM≤Ac3-30°C où l'on effectue un maintien pendant une durée : 30s≤tM ≤300s de façon à obtenir un produit chauffé et recuit avec une structure comprenant de l'austénite, puis
    • on refroidit le produit jusqu'à une température inférieure à la température Ms avec une vitesse V suffisante pour que l'austénite se transforme totalement en martensite.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid, recuite et galvanisée caractérisé en ce qu'on approvisionne le produit chauffé et recuit avec une structure comprenant de l'austénite selon la caractéristique ci-dessus puis,
    • on refroidit le produit chauffé et recuit avec une vitesse VR suffisante pour éviter la transformation de l'austénite en ferrite, jusqu'à atteindre une température proche de la température TZn de galvanisation au trempé, puis
    • on galvanise en continu le produit par immersion dans un bain de zinc ou d'alliage de Zn à une température 450°C≤TZn≤480°C pour obtenir un produit galvanisé, puis
    • on refroidit le produit galvanisé jusqu'à la température ambiante avec une vitesse V'R supérieure à 4°C/s pour obtenir une tôle d'acier laminée à froid, recuite et galvanisée.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et galvannealed, caractérisé en ce qu'on approvisionne le produit chauffé et recuit avec une structure comprenant de l'austénite selon la caractéristique ci-dessus, puis,
    • on refroidit le produit chauffé et recuit avec une vitesse VR suffisante pour éviter la transformation de ladite austénite en ferrite, jusqu'à atteindre une température proche de la température TZn de galvanisation au trempé, puis
    • on galvanise en continu le produit par immersion dans un bain de zinc ou d'alliage de Zn à une température 450°C≤TZn≤480°C pour obtenir un produit galvanisé, puis
    • on chauffe le produit galvanisé à une température TG comprise entre 490 et 550°C pendant une durée tG comprise entre 10 et 40 s pour obtenir un produit galvannealed, puis
    • on refroidit le produit galvannealed jusqu'à la température ambiante à une vitesse V"R supérieure à 4°C/s, pour obtenir une tôle d'acier laminée à froid et galvannealed.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication selon l'une des caractéristiques ci-dessus, caractérisé en ce que la température TM est comprise entre 760 et 830°C.
  • Selon un mode particulier, la vitesse de refroidissement VR est supérieure ou égale à 15°C/s.
  • L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier selon l'une quelconque des caractéristiques ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des caractéristiques ci-dessus, pour la fabrication de pièces de structures ou de sécurité pour véhicules automobiles.
  • D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront au cours de la description ci-dessous, donnée à titre d'exemple et faite en référence aux figures annexées ci-jointes selon lesquelles :
    • La figure 1 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention
    • Les figures 2 et 3 présentent des exemples de microstructure de tôles d'acier non conforme à l'invention.
  • L'invention va maintenant être décrite de façon plus précise, mais non limitative, en considérant ses différents éléments caractéristiques :
  • En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle important sur la formation de la microstructure et sur les propriétés mécaniques : au-dessous de 0,055% en poids, la résistance devient insuffisante. Au-delà de 0,095%, un allongement de 9% ne peut plus être garanti. La soudabilité est également réduite.
  • Outre un effet durcissant par solution solide, le manganèse est un élément qui augmente la trempabilité et réduit la précipitation de carbures. Une teneur minimale de 2% en poids est nécessaire pour obtenir les propriétés mécaniques désirées. Cependant, au-delà de 2,6%, son caractère gammagène conduit à la formation d'une structure en bandes trop marquée. Le silicium est un élément participant à la désoxydation de l'acier liquide et au durcissement en solution solide. Cet élément joue en outre un rôle important dans la formation de la microstructure en empêchant la précipitation des carbures et en favorisant la formation de martensite qui entre dans la structure des aciers Dual Phase. Il joue un rôle effectif au-delà de 0,005%. Une addition de silicium en quantité supérieure à 0,10%, préférentiellement supérieure à 0,15%, permet d'atteindre les plus hauts niveaux de résistance visés par l'invention. Cependant, une augmentation de la teneur en silicium dégrade l'aptitude au revêtement au trempé en favorisant la formation d'oxydes adhérents à la surface des produits : sa teneur doit être limitée à 0,35% en poids, et préférentiellement à 0,30% pour obtenir une bonne revêtabilité. En outre, le silicium diminue la soudabilité : une teneur inférieure à 0,28% permet d'assurer simultanément une très bonne aptitude au soudage ainsi qu'une bonne revêtabilité.
  • Au-delà d'une teneur en soufre de 0,005%, la ductilité est réduite en raison de la présence excessive de sulfures tels que MnS qui diminuent l'aptitude à la déformation, en particulier lors d'essais d'expansion de trou.
  • Le phosphore est un élément qui durcit en solution solide mais qui diminue la soudabilité par points et la ductilité à chaud, particulièrement en raison de son aptitude à la ségrégation aux joints de grains ou à la co-ségrégation avec le manganèse. Pour ces raisons, sa teneur doit être limitée à 0,050%, et préférentiellement à 0,015% afin d'obtenir une bonne aptitude au soudage par points.
  • L'aluminium joue un rôle important dans l'invention en empêchant la précipitation des carbures et en favorisant la formation des constituants martensitiques au refroidissement. Ces effet sont obtenus lorsque la teneur en aluminium est supérieure à 0,1%, et préférentiellement lorsque la teneur en aluminium est supérieure à 0,12%.
  • Sous forme d'AIN, l'aluminium limite la croissance du grain lors du recuit après laminage à froid. Cet élément est aussi utilisé pour la désoxydation de l'acier liquide en quantité usuellement inférieure à environ 0,050%. On considère en effet habituellement que des teneurs plus importantes accroissent l'érosion des réfractaires et le risque de bouchage des busettes. En quantité excessive, l'aluminium diminue la ductilité à chaud et augmente le risque d'apparition de défauts en coulée continue. On cherche également à limiter les inclusions d'alumine, en particulier sous forme d'amas, dans le but de garantir des propriétés d'allongement suffisantes. Or les inventeurs ont mis en évidence, en liaison avec les autres éléments de la composition, qu'une quantité d'aluminium allant jusqu'à 0,3% en poids pouvait être ajoutée sans effet néfaste vis-à-vis des autres propriétés requises, en particulier vis-à-vis de l'aptitude à la déformation, et permettait également d'obtenir les propriétés microstructurales et mécaniques visées. Au delà de 0,3%, il existe un risque d'interaction entre le métal liquide et le laitier lors de la coulée continue, qui conduit à l'apparition éventuelle de défauts. Une teneur en aluminium allant jusqu'à 0,25% en poids permet d'assurer la formation d'une microstructure fine sans îlots martensitiques de grande taille qui joueraient un rôle néfaste sur la ductilité.
  • Les inventeurs ont montré que, d'une manière surprenante, il était possible d'obtenir un niveau de résistance élevé, compris entre 980 et 1100MPa, même en dépit de la limitation des additions d'aluminium et de silicium. Ceci est obtenu par la combinaison particulière des éléments d'alliage ou de microalliage selon l'invention en particulier grâce aux additions de Mo, Cr, Nb,Ti, B.
  • En quantité supérieure à 0,05% en poids, le molybdène joue un rôle efficace sur la trempabilité et retarde le grossissement de la ferrite et l'apparition de la bainite. Cependant, une teneur supérieure à 0,25% accroît excessivement le coût des additions.
  • En quantité supérieure à 0,2%, le chrome, par son rôle sur la trempabilité, contribue également à retarder la formation de ferrite proeutectoïde. Au delà de 0,5%, le coût de l'addition est là aussi excessif.
  • Les effets conjoints du chrome et du molybdène sur la trempabilité sont pris en compte dans l'invention selon leurs caractéristiques propres ; selon l'invention, les teneurs en chrome et en molybdène sont telles que : Cr+(2 x Mo) ≤0,6%. Les coefficients dans cette relation traduisent l'influence respective de ces deux éléments sur la trempabilité en vue de favoriser l'obtention d'une structure ferritique fine.
  • Le titane et le niobium sont des éléments de microalliage utilisés conjointement selon l'invention :
    • En quantité comprise entre 0,010 et 0,050%, le titane se combine essentiellement à l'azote et au carbone pour précipiter sous forme de nitrures et/ou de carbonitrures. Ces précipités sont stables lors d'un réchauffage des brames à 1150-1250°C avant le laminage à chaud, ce qui permet de contrôler la taille du grain austénitique. Au delà d'une teneur en titane de 0,050%, il existe un risque de former des nitrures de titane grossiers précipités dès l'état liquide, qui tendent à réduire la ductilité.
    • En quantité supérieure à 0,010%, le niobium est très efficace pour former de fins précipités de Nb(CN) dans l'austénite ou dans la ferrite lors du laminage à chaud, ou encore lors du recuit dans une gamme de température voisine de l'intervalle de transformation intercritique. Il retarde la recristallisation lors du laminage à chaud et lors du recuit et affine la microstructure. Cependant, une quantité excessive en niobium diminuant la soudabilité, il convient de limiter celle-ci à 0,040%.
  • Les teneurs en titane et en niobium ci-dessus permettent de faire en sorte que l'azote soit entièrement piégé sous forme de nitrures ou de carbonitrures, si bien que le bore se trouve sous forme libre et peut jouer un rôle efficace sur la trempabilité. L'effet du bore sur la trempabilité est fondamental. En limitant l'activité du carbone, le bore permet en effet de contrôler et de limiter les transformations de phase diffusives (transformation ferritique ou perlitique lors du refroidissement) et de former des phases durcissantes (bainite ou martensite) nécessaires à l'obtention de hautes caractéristiques de résistance mécanique. L'ajout de bore est donc une composante importante de la présente invention, il permet de limiter par ailleurs l'addition d'éléments trempants tels que Mn, Mo, Cr et de réduire le coût analytique de la nuance d'acier.
  • La teneur minimale en bore pour assurer une trempabilité efficace est de 0,0005%. Au delà de 0,0025%, l'effet sur la trempabilité est saturé et on constate un effet néfaste sur la revêtabilité et sur la ductilité à chaud.
  • Afin de former une quantité suffisante de nitrures et de carbonitrures, une teneur minimale de 0,002% en azote est requise. La teneur en azote est limitée à 0,007% pour éviter la formation de BN qui diminuerait la quantité de bore libre nécessaire au durcissement de la ferrite.
  • Une addition optionnelle de nickel peut être réalisée de façon à obtenir un durcissement supplémentaire de la ferrite. Cette addition est cependant limitée à 0,1% pour des raisons de coût.
  • La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle laminée selon l'invention comporte les étapes successives suivantes :
    • On approvisionne un acier de composition selon l'invention
    • On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots ou en continu sous forme de brames d'épaisseur de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la coulée sous forme de brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur ou de bandes minces entre cylindres d'acier contra-rotatifs.
  • Les demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température TR supérieure à 1150 °C pour atteindre en tout point une température favorable aux déformations élevées que va subir l'acier lors du laminage.
  • Cependant, si la température TR est trop importante, les grains austénitiques croissent de façon indésirable. Dans ce domaine de température, les seuls précipités susceptibles de contrôler efficacement la taille du grain austénitique sont les nitrures de titane, et il convient de limiter la température de réchauffage à 1250°C afin de maintenir un grain austénitique fin à ce stade.
  • Naturellement, dans le cas d'une coulée directe de brames minces ou de bandes minces entre cylindres contra-rotatifs, l'étape de laminage à chaud de ces demi-produits débutant à plus de 1150°C peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.
  • On lamine à chaud le demi-produit dans ur domaine de température où la structure de l'acier est totalement austénitique : si TFL est inférieure à la température de début de transformation de l'austénite au refroidissement Ar3, les grains de ferrite sont écrouis par le laminage et la ductilité est réduite. Préférentiellement, on choisira une température de fin de laminage supérieure à 850°C.
  • On bobine ensuite le produit laminé à chaud à une température Tbob comprise entre 500 et 570°C : cette gamme de température permet d'obtenir une transformation bainitique complète pendant le maintien quasi-isotherme associé au bobinage. Cette gamme conduit à une morphologie de précipités de Ti et Nb suffisamment fine afin de permettre l'exploitation de leur pouvoir durcissant et trempant lors des étapes ultérieures du procédé de fabrication. Une température de bobinage supérieure à 570°C conduit à la formation de précipités plus grossiers, dont la coalescence lors du recuit continu diminue significativement l'efficacité.
  • Lorsque la température de bobinage est trop basse, la dureté du produit est augmentée, ce qui augmente les efforts nécessaires lors du laminage à froid à froid ultérieur.
  • On décape ensuite le produit laminé à chaud selon un procédé connu en lui-même, puis on effectue un laminage à froid avec un taux de réduction compris préférentiellement entre 30 et 80%.
  • On chauffe ensuite le produit laminé à froid, préférentiellement au sein d'une installation de recuit continu, avec une vitesse moyenne de chauffage VC comprise entre 1 et 5°C/s. En relation avec la température de recuit TM ci-dessous, cette gamme de vitesse de chauffage permet d'obtenir une fraction de ferrite non recristallisée inférieure ou égale à 15%.
  • Le chauffage est effectué jusqu'à une température de recuit TM comprise entre la température Ac1 (température de début de transformation allotropique au chauffage)+40°C, et Ac3 (température de fin de transformation allotropique au chauffage) - 30°C, c'est à dire dans une gamme de température particulière du domaine intercritique : lorsque TM est inférieure à (Ac1+40°C), la structure peut comporter encore des zones de ferrite non recristallisées dont la fraction surfacique peut atteindre 15%. Cette proportion de ferrite non recristallisée est évaluée de la façon suivante : après avoir identifié la phase ferritique au sein de la microstructure, on quantifie le pourcentage surfacique de ferrite non recristallisée rapportée à la totalité de la phase ferritique. Les inventeurs ont mis en évidence que ces zones non recristallisées jouent un rôle néfaste sur la ductilité et ne permettent pas d'obtenir les caractéristiques visées par l'invention. Une température de recuit TM selon l'invention permet d'obtenir une quantité d'austénite suffisante pour former ultérieurement au refroidissement de la martensite en quantité telle que les caractéristiques désirées soient atteintes. Une température TM inférieure à (Ac3 - 30°C) permet également d'assurer que la teneur en carbone des îlots d'austénite formés à la température TM conduit bien à une transformation martensitique ultérieure : lorsque la température de recuit est trop élevée, la teneur en carbone des îlots d'austénite devient trop faible, ce qui conduit à une transformation ultérieure en bainite ou en perlite non favorable. De plus, une température trop élevée conduit à un accroissement de la taille des précipités de niobium qui perdent une partie de leur capacité de durcissement. La résistance mécanique finale est alors diminuée.
  • On choisira préférentiellement à cet effet une température TM comprise entre 760°C et 830°C.
  • Une durée de maintien minimale tM de 30s à la température TM permet la dissolution des carbures, une transformation partielle en austénite est réalisée. L'effet est saturé au delà d'une durée de 300 s. Un temps de maintien supérieur à 300s est également difficilement compatible avec les exigences de productivité des installations de recuit continu, en particulier la vitesse de défilement. La durée de maintien tM est comprise entre 30 et 300s. Les étapes suivantes du procédé diffèrent selon que l'on fabrique une tôle d'acier non revêtue, ou galvanisée en continu au trempé, ou galvannealed :
    • Dans le premier cas, à la fin du maintien de recuit, on effectue un refroidissement jusqu'à une température inférieure à la température Ms (température de début de formation de la martensite) avec une vitesse de refroidissement V suffisante pour que l'austénite formée lors du recuit se transforme totalement en martensite.
  • Ce refroidissement peut être effectué à partir de la température TM en une seule ou en plusieurs étapes et peut faire intervenir dans ce dernier cas différents modes de refroidissement tels que des bains d'eau froide ou bouillante, des jets d'eau ou de gaz. Ces éventuels modes de refroidissement accéléré peuvent être combinés de façon à obtenir une transformation martensitique complète de l'austénite. Après cette transformation martensitique, le tôle est refroidie jusqu'à la température ambiante.
  • La microstructure de la tôle nue refroidie est alors constituée d'une matrice ferritique avec des îlots de martensite dont la proportion surfacique est comprise entre 35 et 50%, et est exempte de bainite.
    • Dans le cas où l'on souhaite fabriquer une tôle galvanisée en continu au trempé, à la fin du maintien de recuit, on refroidit le produit jusqu'à atteindre une température proche de la température TZn de galvanisation au trempé, la vitesse de refroidissement VR étant suffisamment rapide pour éviter la transformation de l'austénite en ferrite. A cet effet, la vitesse de refroidissement VR est préférentiellement supérieure à 15°C/s. On effectue la galvanisation au trempé par immersion dans un bain de zinc ou d'alliage de zinc dont la température TZn est comprise entre 450 et 480°C. Une transformation partielle de l'austénite en bainite intervient à ce stade, qui conduit à la formation de 1 à 10% de bainite, cette valeur étant exprimée en proportion surfacique. Le maintien dans cette gamme de température doit être inférieur à 80s de façon à limiter la proportion surfacique de bainite à 10% et obtenir ainsi une proportion suffisante de martensite. On refroidit ensuite le produit galvanisé à une vitesse comprise V'R supérieure à 4°C/s jusqu'à la température ambiante dans le but de transformer complètement la fraction d'austénite restante en martensite : on obtient de la sorte une tôle d'acier laminée à froid, recuite et galvanisée contenant en proportion surfacique 40-64% de ferrite, 35-50% de martensite et 1-10% de bainite.
    • Dans le cas où l'on souhaite fabriquer une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et « galvannealed », c'est à dire galvanisée-alliée, on refroidit le produit à la fin du maintien de recuit jusqu'à atteindre une température proche de la température TZn de galvanisation au trempé, la vitesse de refroidissement VR étant suffisamment rapide pour éviter la transformation de l'austénite en ferrite. A cet effet, la vitesse de refroidissement VR est préférentiellement supérieure à 15°C/s. On effectue la galvanisation au trempé par immersion dans un bain de zinc ou d'alliage de zinc dont la température TZn est comprise entre 450 et 480°C. Une transformation partielle de l'austénite en bainite intervient à ce stade, qui conduit à la formation de 1 à 10% de bainite, cette valeur étant exprimée en proportion surfacique. Le maintien dans cette gamme de température doit être inférieur à 80s de façon à limiter la proportion de bainite à 10%. Après la sortie du bain de zinc, on chauffe le produit galvanisé à une température TG comprise entre 490 et 550°C pendant une durée tG comprise entre 10 et 40s. On provoque ainsi l'interdiffusion du fer et de la fine couche de zinc ou d'alliage de zinc déposée lors de l'immersion, ce qui permet d'obtenir un produit galvannealed. On refroidit ce produit jusqu'à la température ambiante avec une vitesse V"R supérieure à 4°C/s: on obtient de la sorte une tôle d'acier galvannealed à matrice ferritique, contenant en proportion surfacique 40-64% de ferrite, 35-50% de martensite et 1-10% de bainite. La martensite se trouve typiquement sous forme d'îlots de taille moyenne inférieure à 4 micromètres, voire deux micromètres, ces îlots présentant majoritairement, pour plus de 50% d'entre eux, une morphologie massive plutôt qu'une morphologie allongée. La morphologie d'un îlot donné est caractérisée par le rapport entre sa taille maximale Lmax et minimale Lmin. Un îlot donné est considéré comme possédant une morphologie massive lorsque son rapport est inférieur ou égal à 2.
  • En outre, les inventeurs ont constaté que de faibles variations des paramètres de fabrication au sein des conditions définies selon l'invention, n'entraînent pas de modifications importantes de la microstructure ou des propriétés mécaniques, ce qui est un avantage pour la stabilité des caractéristiques des produits industriels fabriqués.
  • La présente invention va être maintenant illustrée à partir des exemples suivants donnés à titre non limitatif :
    • Exemple:
  • On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral. Outre les aciers IX à IZ ayant servi à la fabrication de tôles selon l'invention, on a indiqué à titre de comparaison la composition d'un acier R ayant servi à la fabrication de tôles de référence. Tableau 1 Compositions d'aciers (% poids). R= Référence Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention.
    Acier C (%) Mn (%) Si (%) S (%) P (%) Al (%) Mo (%) Cr (%) Cr+2Mo (%) Ni (%) Nb (%) Ti (%) B (%) N (%)
    IX 0,071 2.498 0,275 0,003 0,011 0,150 0,104 0,304 0,512 0,022 0,039 0,025 0,0024 0,004
    IY 0,076 2,430 0,3 0,003 0,012 0,120 0,09 0,33 0,51 0,030 0,024 0,024 0,0018 0,0035
    IZ 0,062 2.030 0,153 0,003 0,011 0,125 0,055 0,27 0,38 0,020 0,011 0,015 0,0011 0,004
    R 0,143 1,910 0,23 0,002 0,012 0,035 0,1 0,24 0,44 - - - - 0,004
  • Des demi-produits coulés correspondant aux compositions ci-dessus ont été réchauffés à 1230°C puis laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 2,8-4 mm dans un domaine où la structure est entièrement austénitique. Les conditions de fabrication de ces produits laminés à chaud (température de fin de laminage TFL, température de bobinage Tbob) sont indiquées au tableau 2. Tableau 2 Conditions de fabrication des produits laminés à chaud
    Acier TFL(°C) Ar3 (°C) Tbob(°C)
    IX 890 705 530
    IY 880 715 540
    IZ 880 735 530
    R 880 700 550
  • Les produits laminés à chaud ont été ensuite décapés puis laminés à froid jusqu'à une épaisseur de 1,4 à 2 mm soit un taux de réduction de 50%. A partir d'une même composition, certains aciers ont fait l'objet de différentes conditions de fabrication. Les références IX1, IX2 et IX3 désignent par exemple trois tôles d'aciers fabriquées selon des conditions différentes à partir de la composition d'acier IX. Les tôles ont été galvanisées au trempé dans un bain de zinc à une température TZn de 460°C, d'autres ont fait en outre l'objet d'un traitement de galvannealing. Le tableau 3 indique les conditions de fabrication des tôles recuites après laminage à froid :
    - Vitesse de chauffage Vc
    - Température de recuit TM.
    - Temps de maintien au recuit tM
    - Vitesse de refroidissement après recuit VR
    - Vitesse de refroidissement après galvanisation V'R
    - Température de galvannealing TG
    - Durée de galvannealing tG
    - Vitesse de refroidissement V"R après traitement de galvannealing Les températures de transformation Ac1 et AC3 ont été également portées au tableau 3. Tableau 3 Conditions de fabrications des tôles laminées à froid et recuites Valeurs soulignées : non conformes à l'invention
    Tôle d'acier VC (°C/s) TM (°C) Ac1-Ac3 (°C) tM (s) VR (°C/s) V'R (-C/s) TG (°C) tG (s) V'R (°C/s)
    IX1 Invention 2 800 710-870 90 20 18 - - -
    IX2 Invention 2 780 710-870 90 20 18 - - -
    IX3 Référence 2 740 710-870 100 17 15 - - -
    IX4 Invention 2 800 710-870 100 20 - 520 10 10
    IX5 Référence 2 850 710-870 100 20 - 520 10 10
    IX6 Référence 2 745 710-870 100 20 - 520 10 10
    IX7 Référence 2 800 710-870 100 10 - 520 10 10
    IY1 Exemple 2 780 710-865 90 20 18 - - -
    IY2 Exemple 2 800 710-865 100 20 - 520 10 10
    IZ Exemple 2 800 710-865 100 20 - 520 10 10
    R Référence 2 800 715-810 90 20 18 - - -
  • Les propriétés mécaniques de traction obtenues (limite d'élasticité Re, résistance Rm, allongement à rupture A ont été portées au tableau 4 ci-dessous. Le rapport Re/Rm a été également indiqué.
  • On a également déterminé la microstructure des aciers, dont la matrice est ferritique. Les fractions surfaciques de bainite et de martensite ont été quantifiées après attaque aux réactifs Picral et LePera respectivement, suivies par une analyse d'image grâce au logiciel Aphelion™. On a également déterminé la fraction surfacique de ferrite non recristallisée grâce à des observations en microscopie optique et électronique à balayage où l'on a identifié la phase ferritique, puis quantifié la fraction recristallisée au sein de cette phase ferritique. La ferrite non recristallisée se présente en général sous forme d'îlots allongés par le laminage.
  • L'aptitude au pliage a été quantifiée de la façon suivante : des tôles ont été pliées à bloc sur elles-mêmes en plusieurs tours. De la sorte, le rayon de pliage diminue à chaque tour. L'aptitude au pliage est ensuite évaluée en relevant la présence de fissures à la surface du bloc plié, la cotation étant exprimée de 1 (faible aptitude au pliage) à 5 (très bonne aptitude) Des résultats cotés 1-2 sont considérés comme non satisfaisants. Tableau 4 Résultats obtenus sur les tôles laminées à froid et recuites Valeurs soulignées : non conformes à l'invention
    Tôle d'acier Fraction de ferrite (%) Fraction de bainite (%) Fraction de martensite (%) Fraction de ferrite non recristalli sée (%) Re (MPa) Rm (MPa) Re/Rm A(%) Aptitude au pliage
    IX1 Invention 50 6 44 0 720 1020 0,71 11 3
    IX2 Invention 52 2 46 0 680 1030 0,66 10 3
    IX3 référence 48 0 52 25 700 1120 0,62 8 1
    IX4 Invention 50 8 42 0 760 1030 0,74 10 3
    IX5 référence 55 12 33 0 780 950 0.82 12 3
    IX6 référence 46 1 53 20 750 1130 0,66 7 1
    IX7 référence 56 11 33 0 755 955 0,79 12 3
    IY1 Exemple 52 2 46 0 650 1030 0,63 13 4
    IY2 Exemple 50 7 43 0 680 1020 0,67 12 4
    IZ Exemple 48 6 46 0 630 1025 0,61 14 4
    R référence 72 3 25 0 490 810 0,60 18 2
  • Les tôles d'aciers selon l'invention présentent un ensemble de caractéristiques microstructurales et mécaniques permettant la fabrication avantageuse de pièces, notamment pour des applications structurales : résistance comprise entre 980 et 1100 MPa, rapport Re/Rm compris entre 0,6 et 0,8, allongement à rupture supérieur à 9%, bonne aptitude au pliage. La figure 1 illustre la morphologie de la tôle d'acier IX1, où la ferrite est totalement recristallisée.
  • Les tôles selon l'invention présentent une bonne aptitude au soudage, notamment par résistance, le carbone équivalent étant inférieur à 0,25. En particulier, le domaine de soudabilité tel que défini par la norme ISO18278-2, en soudage par points est très large, de l'ordre de 3500A. Il est augmenté par rapport à une nuance de référence de même grade. En outre, des essais de traction en croix ou de traction-cisaillement effectués sur des points soudés de tôles selon l'invention révèlent que la résistance de ces points soudés est très élevée au regard des caractéristiques mécaniques.
  • Par comparaison, les tôles de référence n'offrent pas ces mêmes caractéristiques :
  • Les tôles d'acier IX3 (galvanisée) et IX6 (galvannealed) ont été recuites à une température TM trop faible : en conséquence, la fraction de ferrite non recristallisée est excessive ainsi que la fraction de martensite. Ces caractéristiques microstructurales sont associées à une diminution de l'allongement et de l'aptitude au pliage. La figure 2 illustre la microstructure de la tôle d'acier IX3 : on note la présence de ferrite non recristallisée sous forme d'îlots allongés (repérés (A)) coexistant avec la ferrite recristallisée et la martensite, ce dernier constituant apparaissant plus foncé sur la micrographie. Une micrographie en Microscopie Electronique à Balayage (figure 3) permet de distinguer finement les zones de ferrite non recristallisée (A) de celles recristallisées (B).
  • La tôle IX5 est une tôle galvannealed recuite à une température TM trop élevée : la teneur en carbone de l'austénite à haute température devient alors trop faible et l'apparition de la bainite est favorisée au détriment de la formation de martensite. On assiste également à une coalescence des précipités de niobium, ce qui provoque une perte de durcissement. La résistance est alors insuffisante, le rapport Re/Rm étant trop élevé.
  • La tôle IX7 galvannealed a été refroidie à une vitesse VR trop lente après l'étape de recuit : la transformation de l'austénite formée en ferrite se produit alors dans cette étape de refroidissement de façon excessive, la tôle d'acier contenant au stade final une proportion de bainite trop importante et une proportion de martensite trop faible, ce qui conduit à une résistance insuffisante.
  • La composition de la tôle d'acier R ne correspond pas à l'invention, sa teneur en carbone étant trop importante, et sa teneur en manganèse, aluminium, niobium, titane, bore étant trop faibles. En conséquence, la fraction de martensite est trop faible si bien que la résistance mécanique est insuffisante. Les tôles d'aciers selon l'invention seront utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de structures ou de sécurité dans l'industrie automobile.

Claims (17)

  1. Tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et recuite de résistance comprise entre 980 et 1100MPa, d'allongement à rupture supérieur à 9 %, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids :
    0,055%≤C ≤ 0,095%
    2% ≤Mn ≤2,6%
    0,005% ≤ Si≤ 0,35%
    S≤0,005%
    P ≤0,050%
    0,1 ≤Al≤ 0,3%
    0,05%≤Mo≤0,25%
    0,2%≤Cr≤0,5%
    étant entendu que Cr+2Mo≤0,6%
    Ni≤ 0,1%
    0,010≤Nb≤0,040%
    0,010≤Ti≤0,050%
    0,0005 ≤B≤0,0025%
    0,002%≤N≤0,007%
    le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration , sa fraction surfacique de ferrite non recristallisée rapportée à la totalité de la phase ferritique, étant inférieure ou égale à 15%
  2. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
    0,12% ≤Al≤0,25%
  3. Tôle d'acier selon la revendication 1 ou 2, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
    0,10% ≤ Si ≤ 0,30%
  4. Tôle d'acier selon la revendication 1 ou 2, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
    0,15% ≤ Si ≤ 0,28%
  5. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
    P ≤0.015%
  6. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que sa microstructure contient 35 à 50% de martensite en proportion surfacique
  7. Tôle d'acier selon la revendication 6, caractérisée en ce que le complément de ladite microstructure est constitué de 50 à 65% de ferrite en proportion surfacique
  8. Tôle d'acier selon la revendication 6, caractérisée en ce que le complément de ladite microstructure est constitué de 1 à 10% de bainite et de 40 à 64% de ferrite en proportion surfacique
  9. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8 cractérisée en ce que le rapport entre sa limite d'élasticité Re et sa résistance Rm est tel que : 0,6≤Re/Rm≤0,8
  10. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6 ou 8 à 9, caractérisée qu'elle est galvanisée en continu
  11. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6 ou 8 à 9, caractérisée qu'elle comporte un revêtement galvannealed
  12. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et recuite caractérisé en ce qu'on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, puis
    - on coule ledit acier sous forme de demi-produit, puis
    - on porte ledit demi-produit à une température 1150°C≤TR≤1250°C, puis
    - on lamine à chaud ledit demi-produit avec une température de fin de laminage TFL ≥Ar3 pour obtenir un produit laminé à chaud, puis
    - on bobine ledit produit laminé à chaud à une température Tbob telle que : 500°C ≤Tbob≤ 570°C, puis
    - on décape ledit produit laminé à chaud, puis
    - on effectue un laminage à froid avec un taux de réduction compris entre 30 et 80% pour obtenir un produit laminé à froid, puis
    - on chauffe ledit produit laminé à froid à une vitesse 1°C/s≤VC≤5°C/s jusqu'à une température de recuit TM telle que : Ac1+40°C≤TM≤Ac3-30°C où l'on effectue un maintien pendant une durée : 30s≤tM≤300s de façon à obtenir un produit chauffé et recuit avec une structure comprenant de l'austénite, puis
    - on refroidit ledit produit jusqu'à une température inférieure à la température Ms avec une vitesse V suffisante pour que ladite austénite se transforme totalement en martensite
  13. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid, recuite et galvanisée caractérisé en ce qu'on approvisionne ledit produit chauffé et recuit avec une structure comprenant de l'austénite selon la revendication 12 puis,
    - on refroidit ledit produit chauffé et recuit avec une vitesse VR suffisante pour éviter la transformation de ladite austénite en ferrite, jusqu'à atteindre une température proche de la température TZn de galvanisation au trempé, puis
    - on galvanise en continu ledit produit par immersion dans un bain de zinc ou d'alliage de Zn à une température 450°C≤TZn≤480°C pour obtenir un produit galvanisé, puis
    - on refroidit ledit produit galvanisé jusqu'à la température ambiante avec une vitesse V'R supérieure à 4°C/s pour obtenir une tôle d'acier laminée à froid, recuite et galvanisée
  14. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier Dual Phase laminée à froid et galvannealed, caractérisé en ce qu'on approvisionne ledit produit chauffé et recuit avec une structure comprenant de l'austénite selon la revendication 12 puis,
    - on refroidit ledit produit chauffé et recuit avec une vitesse VR suffisante pour éviter la transformation de ladite austénite en ferrite, jusqu'à atteindre une température proche de la température TZn de galvanisation au trempé, puis
    - on galvanise en continu ledit produit par immersion dans un bain de zinc ou d'alliage de Zn à une température 450°C≤TZn≤480°C pour obtenir un produit galvanisé, puis
    - on chauffe ledit produit galvanisé à une température TG comprise entre 490 et 550°C pendant une durée tG comprise entre 10 et 40 s pour obtenir un produit galvannealed, puis
    - on refroidit ledit produit galvannealed jusqu'à la température ambiante à une vitesse V"R supérieure à 4°C/s, pour obtenir une tôle d'acier laminée à froid et galvannealed
  15. Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 12 à 14, caractérisé en ce que ladite température TM est comprise entre 760 et 830°C
  16. Procédé de fabrication selon la revendication 13 ou 14, caractérisé en ce que ladite vitesse de refroidissement VR est supérieure ou égale à 15°C/s
  17. Utilisation d'une tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 12 à 16, pour la fabrication de pièces de structures ou de sécurité pour véhicules automobiles
EP09761870A 2008-05-21 2009-05-15 Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites Active EP2291547B1 (fr)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP09761870A EP2291547B1 (fr) 2008-05-21 2009-05-15 Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites
PL09761870T PL2291547T3 (pl) 2008-05-21 2009-05-15 Sposób wytwarzania blach ze stali dwufazowej, walcowanych na zimno, o bardzo dużej wytrzymałości i blachy w ten sposób wytwarzane

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP08290474A EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2008-05-21 Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
EP09761870A EP2291547B1 (fr) 2008-05-21 2009-05-15 Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites
PCT/FR2009/000574 WO2009150319A1 (fr) 2008-05-21 2009-05-15 Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP2291547A1 EP2291547A1 (fr) 2011-03-09
EP2291547B1 true EP2291547B1 (fr) 2012-04-25

Family

ID=39855450

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP08290474A Withdrawn EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2008-05-21 Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
EP09761870A Active EP2291547B1 (fr) 2008-05-21 2009-05-15 Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP08290474A Withdrawn EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2008-05-21 Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites

Country Status (16)

Country Link
US (3) US20110168300A1 (fr)
EP (2) EP2123786A1 (fr)
JP (1) JP5425896B2 (fr)
KR (1) KR101328768B1 (fr)
CN (1) CN102046827B (fr)
AT (1) ATE555225T1 (fr)
BR (1) BRPI0912879B1 (fr)
CA (1) CA2725290C (fr)
ES (1) ES2386701T3 (fr)
MA (1) MA32294B1 (fr)
MX (1) MX2010012584A (fr)
PL (1) PL2291547T3 (fr)
RU (1) RU2470087C2 (fr)
UA (1) UA100056C2 (fr)
WO (1) WO2009150319A1 (fr)
ZA (1) ZA201007964B (fr)

Families Citing this family (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
KR101587968B1 (ko) 2011-07-29 2016-01-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 합금화 용융 아연 도금층 및 그것을 가진 강판 및 그 제조 방법
CN102618802B (zh) * 2012-03-20 2013-08-21 东北大学 一种超细晶粒双相钢材料及其制备方法
WO2014037627A1 (fr) 2012-09-06 2014-03-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication de pieces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prerevêtues permettant la fabrication de ces pieces
WO2014081774A1 (fr) * 2012-11-20 2014-05-30 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Procédé de fabrication d'une tôle d'acier à deux phases revêtu laminée à froid
JP6048123B2 (ja) * 2012-12-20 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 耐酸性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN103882202B (zh) * 2012-12-20 2016-03-30 上海梅山钢铁股份有限公司 一种连续退火高强热镀锌钢的制造方法
CN103060703B (zh) 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
CN103469112A (zh) * 2013-09-29 2013-12-25 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法
DE102013224851A1 (de) * 2013-12-04 2015-06-11 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Kettenelement
WO2015088523A1 (fr) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Tôle en acier laminée à froid et recuite
WO2015093043A1 (fr) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 Tôle d'acier galvanisé à chaud à haute résistance et son procédé de fabrication
WO2016016676A1 (fr) * 2014-07-30 2016-02-04 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
CA2972470C (fr) * 2015-01-14 2019-10-22 Ak Steel Properties, Inc. Acier a deux phases a proprietes ameliorees
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
CN104947023B (zh) * 2015-06-10 2017-08-08 武汉钢铁(集团)公司 无粉化厚规格锌铁合金化板的生产方法
WO2017006144A1 (fr) 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Acier pour trempe à la presse et pièce trempée à la presse fabriquée à partir d'un tel acier
CN105950998B (zh) * 2016-07-11 2018-01-26 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020412B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN108642380B (zh) * 2018-05-15 2020-08-25 首钢集团有限公司 一种900MPa级别的抗冲击波钢板及其制造方法
CN109402525B (zh) * 2018-11-28 2020-09-04 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种780MPa级屈服强度1000MPa级抗拉强度的双相钢加工方法
RU2699480C1 (ru) * 2018-12-14 2019-09-05 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства холоднокатаного проката
CN109943778B (zh) * 2019-04-30 2020-08-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
RU2743946C1 (ru) * 2019-11-05 2021-03-01 Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства холоднокатаного высокопрочного проката из двухфазной ферритно-мартенситной стали
RU2718604C1 (ru) * 2019-11-05 2020-04-08 Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства холоднокатаного высокопрочного проката различных классов прочности из двухфазной ферритно-мартенситной стали
WO2021116741A1 (fr) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid et traitée thermiquement et procédé de fabrication de celle-ci
RU2751072C1 (ru) * 2020-09-02 2021-07-07 Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства высокопрочной холоднокатаной стали
CN112176147B (zh) * 2020-10-13 2021-06-08 五矿营口中板有限责任公司 一种适合于大线能焊接的正火厚钢板的制造方法
CN115181840B (zh) * 2021-04-02 2024-08-09 宝山钢铁股份有限公司 780MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热处理制造方法
CN113481435B (zh) * 2021-06-29 2022-09-16 鞍钢股份有限公司 一种900MPa级热轧复相钢及其生产方法
CN113817961B (zh) * 2021-08-26 2022-06-21 马鞍山钢铁股份有限公司 彩涂基料用热浸镀锌钢板及其制造方法
CN114107806A (zh) * 2021-10-29 2022-03-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高加工硬化率及表面质量的450MPa级热镀锌双相钢及其生产方法
CN115612816B (zh) * 2022-09-30 2024-02-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含硼钢制备复相钢、热成形用钢镀层板的方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5545270A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
US5545269A (en) 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3478128B2 (ja) 1998-06-12 2003-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法
JP3793350B2 (ja) * 1998-06-29 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
FR2790009B1 (fr) * 1999-02-22 2001-04-20 Lorraine Laminage Acier dual-phase a haute limite d'elasticite
WO2001081640A1 (fr) 2000-04-21 2001-11-01 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production
DE10023036A1 (de) * 2000-05-11 2001-11-22 Siemens Ag Verfahren zum Kaltstart von Brennstoffzellen einer Brennstoffzellenanlage und zugehörige Brennstoffzellenanlage
EP1338667B1 (fr) * 2000-11-28 2011-01-19 JFE Steel Corporation Tole d'acier laminee a froid presentant une resistance elevee a la traction du type structure composite
RU2190685C1 (ru) * 2001-06-29 2002-10-10 Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Сталь для производства листового проката
US6635313B2 (en) * 2001-11-15 2003-10-21 Isg Technologies, Inc. Method for coating a steel alloy
US6902829B2 (en) * 2001-11-15 2005-06-07 Isg Technologies Inc. Coated steel alloy product
FR2844281B1 (fr) * 2002-09-06 2005-04-29 Usinor Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4214006B2 (ja) * 2003-06-19 2009-01-28 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4635525B2 (ja) * 2003-09-26 2011-02-23 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101165168B1 (ko) * 2003-09-30 2012-07-11 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 박강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 박강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 박강판과 그 제조 방법
JP3934604B2 (ja) 2003-12-25 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性に優れた高強度冷延鋼板
JP4380348B2 (ja) * 2004-02-09 2009-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 表面品質に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP4843982B2 (ja) * 2004-03-31 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP3889767B2 (ja) * 2005-03-31 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき用高強度鋼板
JP4959161B2 (ja) * 2005-09-05 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP4665692B2 (ja) * 2005-09-29 2011-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR100931140B1 (ko) * 2006-10-31 2009-12-10 현대자동차주식회사 성형성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites

Also Published As

Publication number Publication date
BRPI0912879B1 (pt) 2018-06-26
UA100056C2 (ru) 2012-11-12
KR20110013490A (ko) 2011-02-09
PL2291547T3 (pl) 2012-09-28
RU2470087C2 (ru) 2012-12-20
JP5425896B2 (ja) 2014-02-26
CA2725290C (fr) 2015-10-13
ATE555225T1 (de) 2012-05-15
KR101328768B1 (ko) 2013-11-13
US20190106765A1 (en) 2019-04-11
ES2386701T3 (es) 2012-08-27
ZA201007964B (en) 2011-07-27
MX2010012584A (es) 2011-04-05
CN102046827B (zh) 2013-03-06
CA2725290A1 (fr) 2009-12-17
WO2009150319A1 (fr) 2009-12-17
EP2291547A1 (fr) 2011-03-09
BRPI0912879A2 (pt) 2017-05-16
US20160222486A1 (en) 2016-08-04
US20110168300A1 (en) 2011-07-14
RU2010152214A (ru) 2012-06-27
EP2123786A1 (fr) 2009-11-25
CN102046827A (zh) 2011-05-04
JP2011523440A (ja) 2011-08-11
US10190187B2 (en) 2019-01-29
MA32294B1 (fr) 2011-05-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2291547B1 (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites
CN111433380B (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
EP3084014B1 (fr) Acier à haute résistance et procédé de fabrication
CA2617879C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier presentant une haute resistance et une excellente ductilite, et toles ainsi produites
EP2155915B2 (fr) Procédé de fabrication de tôles d&#39;acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
CA2838665C (fr) Tole d&#39;acier laminee a froid et revetue de zinc ou d&#39;alliage de zinc, procede de fabrication et utilisation d&#39;une telle tole
JP4700764B2 (ja) 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法
JP4737319B2 (ja) 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2742671C (fr) Tole d&#39;acier laminee a froid de haute resistance ayant une excellente aptitude au faconnage, tole d&#39;acier de haute resistance galvanisee a chaud et son procede de fabrication
EP2171112B1 (fr) Procede de fabrication de tôles d&#39;acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites
EP3146083B1 (fr) Tôle d&#39;acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2684655C1 (ru) Сверхпрочная многофазная сталь и способ производства холоднокатаной стальной полосы из нее
EP3307921A2 (fr) Acier à haute résistance et procédé de fabrication
JP4542515B2 (ja) 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5412746B2 (ja) 溶接性と伸びフランジ性の良好な高強度鋼板
JP2008291304A (ja) 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP2011225978A (ja) 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20101221

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL BA RS

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: VINCI, CATHERINE

Inventor name: RESTREPO GARCES, GLORIA

Inventor name: HEBERT, VERONIQUE

Inventor name: GOUNE, MOHAMED

Inventor name: WATERSCHOOT, TOM

Inventor name: MOULIN, ANTOINE

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: GOUNE, MOHAMED

Inventor name: RESTREPO GARCES, GLORIA

Inventor name: HEBERT, VERONIQUE

Inventor name: VINCI, CATHERINE

Inventor name: WATERSCHOOT, TOM

Inventor name: MOULIN, ANTOINE

RAX Requested extension states of the european patent have changed

Extension state: BA

Payment date: 20101221

17Q First examination report despatched

Effective date: 20110802

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: HEBERT, VERONIQUE

Inventor name: RESTREPO GARCES, GLORIA

Inventor name: GOUNE, MOHAMED

Inventor name: VINCI, CATHERINE

Inventor name: WATERSCHOOT, TOM

Inventor name: MOULIN, ANTOINE

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: BA

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 555225

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20120515

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: FRENCH

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 602009006632

Country of ref document: DE

Effective date: 20120621

REG Reference to a national code

Ref country code: RO

Ref legal event code: EPE

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: T3

REG Reference to a national code

Ref country code: SE

Ref legal event code: TRGR

REG Reference to a national code

Ref country code: ES

Ref legal event code: FG2A

Ref document number: 2386701

Country of ref document: ES

Kind code of ref document: T3

Effective date: 20120827

LTIE Lt: invalidation of european patent or patent extension

Effective date: 20120425

REG Reference to a national code

Ref country code: PL

Ref legal event code: T3

REG Reference to a national code

Ref country code: SK

Ref legal event code: T3

Ref document number: E 12090

Country of ref document: SK

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120725

Ref country code: IS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120825

Ref country code: LT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

Ref country code: CY

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120726

Ref country code: HR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

Ref country code: SI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

Ref country code: LV

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120827

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20120531

REG Reference to a national code

Ref country code: HU

Ref legal event code: AG4A

Ref document number: E014846

Country of ref document: HU

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

Ref country code: EE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: MM4A

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed

Effective date: 20130128

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20120515

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 602009006632

Country of ref document: DE

Effective date: 20130128

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120425

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120725

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20130531

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20130531

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20120515

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 8

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 9

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20240419

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: ES

Payment date: 20240603

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CZ

Payment date: 20240423

Year of fee payment: 16

Ref country code: AT

Payment date: 20240419

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SK

Payment date: 20240423

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: RO

Payment date: 20240513

Year of fee payment: 16

Ref country code: IT

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

Ref country code: FR

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

Ref country code: FI

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: PL

Payment date: 20240423

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: TR

Payment date: 20240430

Year of fee payment: 16

Ref country code: SE

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

Ref country code: HU

Payment date: 20240509

Year of fee payment: 16

Ref country code: BE

Payment date: 20240418

Year of fee payment: 16

P01 Opt-out of the competence of the unified patent court (upc) registered

Free format text: CASE NUMBER: UPC_APP_325362/2023

Effective date: 20230523