EP0835945B1 - Tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond - Google Patents

Tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond Download PDF

Info

Publication number
EP0835945B1
EP0835945B1 EP97402089A EP97402089A EP0835945B1 EP 0835945 B1 EP0835945 B1 EP 0835945B1 EP 97402089 A EP97402089 A EP 97402089A EP 97402089 A EP97402089 A EP 97402089A EP 0835945 B1 EP0835945 B1 EP 0835945B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
nickel
boron
copper
titanium
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.)
Expired - Lifetime
Application number
EP97402089A
Other languages
German (de)
English (en)
Other versions
EP0835945A1 (fr
Inventor
Xavier Bano
Christian Giraud
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.)
Sollac SA
Original Assignee
Sollac SA
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 Sollac SA filed Critical Sollac SA
Publication of EP0835945A1 publication Critical patent/EP0835945A1/fr
Application granted granted Critical
Publication of EP0835945B1 publication Critical patent/EP0835945B1/fr
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet for deep drawing, from a band train.
  • steels with the best stamping properties are steels called 3C and 3C Ti.
  • These steels have compositions containing carbon, manganese, titanium and have very high levels of additives weak to soften the mechanical properties. They own nevertheless gamagenic elements such as carbon and manganese whose contents are high enough to have a temperature of relatively low ferritic transformation, such as, for example, AR3 transformation temperature of 840 ° C for a thickness of 4.5 mm. It is necessary to laminate above this temperature, i.e. in the austenitic area to avoid laminating in the area two-phase austenite-ferrite, rolling domain which degrades the properties steel shaping.
  • the sheets made with these steels can be coated continuously on a galvanizing line to protect them against corrosion.
  • This coating method results in the sheets being subjected to a cycle thermal which causes in the steel of said sheets, by diffusion of carbon and nitrogen, an increase in the yield strength of steel and a decrease in its elongation.
  • the object of the invention is to provide a steel sheet having a on the other hand, high shaping properties for deep drawing, and secondly, comparable mechanical properties after rolling to hot and after continuous galvanizing.
  • FIG. 1 shows the influence of the contents of carbon elements, boron, copper plus nickel on the lowering of the AR3 transformation point.
  • Figure 2 shows the evolution of AR3 as a function of temperature for a steel containing 0.002% boron and a steel not containing no boron.
  • FIG. 3 shows the evolution of sheet metal processing in its production process.
  • the transformation point is lowered by the copper, nickel elements and boron without the hardening of the structure.
  • FIG. 1 shows the influence of the contents of carbon elements, boron, copper plus nickel on the lowering of the AR3 transformation point.
  • Copper and nickel provide sheet steel with improved corrosion resistance.
  • Carbon at a content of less than 0.08%, makes it possible to obtain good formatting properties.
  • Low carbon content ensures a limitation of the hardening of the matrix due to a low rate of carburetted phases.
  • titanium in over-stoichiometry (3.4 ⁇ Ti / N ⁇ 10) precipitates during cooling in the form of titanium carbide and thus traps part of the carbon in the steel.
  • the Ti / N ratio must remain less than 10 to avoid precipitation hardening of carbide titanium.
  • titanium content should therefore be limited to avoid hardening by the precipitates.
  • titanium precipitated in the form of TIC can be an advantage for steels for enameling because it allows the conservation of mechanical properties after sheet metal shaping and thermal enamelling treatment.
  • boron in particular is to control the germination and growth of ferrite and thus obtain good setting properties shape, properties which are characterized by an elongation of the steel improved.
  • Boron on the other hand precipitates with carbon in the form of borocarbons or segregations at grain boundaries.
  • the starting point of ferritic transformation decreases with increasing temperature rolling.
  • two-phase rolling leads to type defects orange peel on the surface linked to the magnification of the ferritic grain with degraded formatting properties.
  • Figure 2 shows the evolution of AR3 as a function of temperature for a steel containing 0.002% boron and a steel not containing no boron.
  • boron helps control the ferritic transformation start temperature in association with end of rolling temperature.
  • titanium and boron allows their precipitation to keep the mechanical properties obtained after hot rolling at during heat treatment on galvanizing line.
  • the rolling temperature is chosen so that it is 10 ° C to 120 ° C higher than the point value AR3 transformation to avoid rolling in the austenite domain ferrite unfavorable for shaping properties.
  • Figure 3 shows the evolution of the heat treatment of the sheet in its manufacturing process.
  • a time of less than 10 seconds is necessary before the first cooling heat treatment, the cooling being carried out with a speed of between 3 ° C / s and 80 ° C / s depending on the thickness of the laminated sheet, which ensures 80 ° C / s depending on the thickness of the laminated sheet, which ensures controlled and homogeneous germination of ferrite.
  • the structure final composed of cementite ferrite ensures, on the one hand, resistance mechanical between 250 MPa and 370 MPa and, on the other hand, a limit between 180 MPa and 280 MPa as well as an elongation more than 30%.
  • the hot rolling temperature is chosen at the point value transformation AR3 plus 20 ° C. Cooling started 1.5 second after hot rolling is performed at 30 ° C per second until a temperature of 680 ° C. Elongations of hot rolled sheet according to the invention can reach 36% for sheet thicknesses between 1.8 and 2.8 mm and values greater than 40% for sheet thicknesses between 3 and 8 mm.
  • Table 1 shows two other compositions of the steel sheet according to the invention. VS mn Cu Or al Ti NOT B Sheet A 0.044 0.274 0.406 0.214 0.031 0,021 0.0042 0.0027 Sheet B 0,040 0.267 0.202 0.098 0,028 0,019 0.0042 0.0020
  • the temperature at the start of the AR3 ferritic transformation, respectively for sheet A and sheet B, is 818 ° C and 842 ° C.
  • thermomechanical treatment of the two sheets according to the invention involves rolling at a temperature of 900 ° C, winding at a temperature of 700 ° C., the cooling of the sheets having been carried out at a speed of 25 ° C per second.
  • Table 2 presents the mechanical characteristics of the two examples of sheets A and B. Re (MPA) Rm (MPa) AT (%) Sheet A 246 344 43 Sheet B 244 328 43.4
  • Table 3 presents, for a sheet A, the so-called raw mechanical characteristics obtained before thermal galvanizing treatment and the mechanical characteristics after thermal galvanizing treatment at 700 ° C. and 600 ° C.
  • Raw sheet metal 700 ° C. 600 ° C Re (MPa) 246 262 246 Rm (MPa) 344 350 348 AT (%) 43 43.3 36.3
  • the rate of temperature rise is between 3 ° C / s and 20 ° C / s, speed generally being 8 ° C / s.
  • the holding temperature is between 550 ° C and 850 ° C, the current temperature being 700 ° C, with a holding time of 20 s to 120 s and preferably 60 s.
  • This temperature rise is followed by cooling at a rate between 3 ° C / s and 25 ° C / s, the typical speed value cooling being 10 ° C / s. Cooling is carried out until temperature of the galvanizing bath, at 450 ° C.
  • the steel sheet according to the invention comprises, for a thickness between 1.5 mm and 8 mm of the mechanical characteristics comparable between the raw state of hot rolling and the galvanized state.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Lining Or Joining Of Plastics Or The Like (AREA)
  • Adhesives Or Adhesive Processes (AREA)

Description

La présente invention concerne une tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond, issue d'un train à bande.
Les propriétés de mise en forme des aciers sont importantes pour la réalisation de pièces embouties de formes complexes. Dans la gamme des produits plats laminés à chaud, dont les caractéristiques mécaniques sont obtenues par laminage contrôlé sur train à large bande, les aciers présentant les meilleures propriétés d'emboutissage sont les aciers dit 3C et 3C Ti.
Ces aciers ont des compositions contenant du carbone, du manganèse, du titane et présentent des teneurs en éléments d'addition très faibles permettant d'adoucir les propriétés mécaniques. Ils possèdent néanmoins des éléments gamagènes comme le carbone et le manganèse dont les teneurs sont suffisamment élevées pour avoir une température de transformation ferritique relativement basse, comme, par exemple, une température de transformation AR3 de 840°C pour une épaisseur de 4,5 mm. Il est nécessaire de laminer au-dessus de cette température, c'est-à-dire dans le domaine austénitique pour éviter de laminer dans le domaine biphasé austénite-ferrite, domaine de laminage qui dégrade les propriétés de mise en forme de l'acier.
D'autre part, les tôles réalisées avec ces aciers peuvent être revêtues en continu sur une ligne de galvanisation afin de les protéger contre la corrosion. Ce mode de revêtement conduit à soumettre les tôles à un cycle thermique qui provoque dans l'acier desdites tôles, par diffusion du carbone et de l'azote, une augmentation de la limite élastique de l'acier et une diminution de son allongement.
Le but de l'invention est de proposer une tôle d'acier présentant d'une part, des propriétés de mise en forme élevées pour l'emboutissage profond, et d'autre part, des propriétés mécaniques comparables après laminage à chaud et après galvanisation en continu.
L'invention a pour objet une tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond caractérisée en la composition pondérale suivante :
  • 0,010%< carbone < 0,080%
  • 0,1 < manganèse < 0,5%
  • 0,02% < aluminium < 0,08%
  • silicium < 0,1%
  • phosphore < 0,04%
  • soufre < 0,025%
  • titane < 0,05%
  • azote < 0,009%
  • 0,001% < bore < 0,01%
  • 0,1 < cuivre < 0,8%
  • 0,05% < nickel < 0,6%.
    • Une autre caractéristique de l'invention est :
    • la teneur en nickel est sensiblement égale à la moitié de la teneur en cuivre.
    L'invention concerne aussi un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond dans lequel la composition de l'acier est soumise après élaboration à:
    • un laminage à chaud à une température supérieure à la température de transformation AR3,
    • un refroidissement commençant dans un intervalle de temps inférieur à 10 secondes après le laminage à chaud, le refroidissement étant, d'une part, compris entre 3°C par seconde et 80°C par seconde, et, d'autre part, effectué jusqu'à une température comprise entre 600°C et 750°C.
    Une autre caractéristique le l'invention est :
    • le laminage à chaud est effectué à une température comprise dans un intervalle de 10°C à 120°C au-dessus de la température de transformation AR3.
    La description qui suit et les figures annexées, le tout donné à titre d'exemple non limitatif, fera bien comprendre l'invention.
    La figure 1 présente l'influence des teneurs en éléments carbone, bore, cuivre plus nickel sur l'abaissement du point de transformation AR3.
    La figure 2 présente l'évolution de AR3 en fonction de la température de laminage pour un acier contenant 0,002% de bore et un acier ne contenant pas de bore.
    La figure 3 présente l'évolution du traitement de la tôle dans son procédé de réalisation.
    La tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond dont la composition est la suivante :
  • 0,010%< carbone < 0,080%
  • 0,1 < manganèse < 0,5%
  • 0,02% < aluminium < 0,08%
  • silicium < 0,1%
  • phosphore < 0,04%
  • soufre < 0,025%
  • titane < 0,05%
  • azote < 0,009%
  • 0,001% < bore < 0,01%
  • 0,1 < cuivre < 0,8%
  • 0,05% < nickel < 0,6%.
    • le reste étant du fer et des impuretés inhérentes à l'élaboration, permet l'obtention d'une microstructure ferrite cémentite homogène.
    Le point de transformation est abaissé par les éléments cuivre, nickel et bore sans le durcissement de la structure.
    La figure 1 présente l'influence des teneurs en éléments carbone, bore, cuivre plus nickel sur l'abaissement du point de transformation AR3.
    L'ajout du nickel en teneur égale à la moitié de la teneur en cuivre est nécessaire pour atténuer les défauts de surface de la tôle.
    Le cuivre et le nickel apportent à la tôle d'acier une amélioration de la résistance à la corrosion.
    Le carbone, à une teneur inférieure à 0,08%, permet d'obtenir de bonnes propriétés de mise en forme. La faiblesse de la teneur en carbone assure une limitation du durcissement de la matrice du fait d'un faible taux de phases carburées.
    Le titane a pour fonction principale de se combiner avec l'azote pour former des précipités de nitrure de titane très stables au cours de la solidification de l'acier. Le titane en sur stoechiométrie (3,4<Ti/N<10) précipite au cours du refroidissement sous forme de carbure de titane et piège ainsi une partie du carbone dans l'acier. Le rapport Ti/N doit rester inférieur à 10 pour éviter le durcissement par précipitation de carbure de titane.
    La teneur en titane doit donc être limitée pour éviter le durcissement par les précipités. En teneur élevée dans l'intervalle indiqué, le titane précipité sous forme de TIC peut être un avantage pour des aciers pour émaillage car il permet la conservation des propriétés mécaniques après la mise en forme de la tôle et le traitement thermique d'émaillage.
    Le bore a pour fonction notamment de contrôler la germination et la croissance de la ferrite et d'obtenir ainsi de bonnes propriétés de mise en forme, propriétés qui se caractérisent par un allongement de l'acier amélioré. Le bore précipite d'autre part avec le carbone sous forme de borocarbures ou ségrégations aux joints de grains.
    Dans l'acier selon l'invention, contenant du bore, le point de début de transformation ferritique diminue lorsque l'on augmente la température de laminage. Cette remarque permet d'abaisser considérablement la température de début de transformation ferritique et évite ainsi le laminage biphasé, laminage en dessous de la température de début de transformation ferrite-bainite. En effet, le laminage biphasé conduit à des défauts de type peau d'orange en surface liés au grossissement du grain ferritique avec des propriétés de mise en forme dégradées. Le phénomène mis en évidence permet d'abaisser les teneurs en carbone et manganèse et d'améliorer ainsi les propriétés de mise en forme grâce à une structure plus douce avec une taille de grain ferritique plus élevée et donc, un allongement plus élevé sans risque de laminage biphasé.
    La figure 2 présente l'évolution de AR3 en fonction de la température de laminage pour un acier contenant 0,002% de bore et un acier ne contenant pas de bore.
    Comme le montre la figure 2, le bore permet de maítriser la température de début de transformation ferritique en association avec la température de fin de laminage.
    L'association du titane et du bore permet par leur précipitation de conserver les propriétés mécaniques obtenues après laminage à chaud au cours du traitement thermique sur ligne de galvanisation.
    La température de laminage est choisie de façon que celle-ci soit supérieure de 10°C à 120°C par rapport à la valeur du point de transformation AR3 afin d'éviter le laminage dans le domaine austénite ferrite défavorable aux propriétés de mise en forme.
    La figure 3 présente l'évolution du traitement thermique de la tôle dans son procédé de fabrication. Un temps inférieur à 10 secondes est nécessaire avant le premier traitement thermique de refroidissement, le refroidissement étant effectué avec une vitesse comprise entre 3°C/s et 80°C/s en fonction de l'épaisseur de la tôle laminée, ce qui assure une 80°C/s en fonction de l'épaisseur de la tôle laminée, ce qui assure une germination contrôlée et homogène de la ferrite. Après le refroidissement de la tôle jusqu'à une température comprise entre 600°C et 750°C, la structure finale composée de ferrite cémentite assure, d'une part, une résistance mécanique comprise entre 250 MPa et 370 MPa et, d'autre part, une limite d'élasticité comprise entre 180 MPa et 280 MPa ainsi qu'un allongement supérieur à 30%.
    Dans un exemple d'application, une tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond est élaborée à partir d'un acier de composition pondérale suivante :
  • 0,020%< carbone < 0,040%
  • 0,15 < manganèse < 0,25%
  • 0,02% < aluminium < 0,04%
  • 0,02 < silicium < 0,04%
  • phosphore < 0,02%
  • soufre < 0,005%
  • titane < 0,02%
  • azote < 0,009%
  • 0,002% < bore < 0,004%
  • 0,35% < cuivre < 0,45%
  • 0,18% < nickel < 0,23%.
    • La température de laminage à chaud est choisie à la valeur du point de transformation AR3 plus 20°C. Le refroidissement commencé 1,5 seconde après laminage à chaud est effectué à 30°C par seconde jusqu'à une température de 680°C. Les allongements de la tôle laminée à chaud selon l'invention peuvent atteindre 36% pour des épaisseurs de tôle comprises entre 1,8 et 2,8 mm et des valeurs supérieures à 40% pour des épaisseurs de tôle comprises entre 3 et 8 mm.
    Le tableau 1 présente deux autres compositions de la tôle d'acier selon l'invention.
    C Mn Cu Ni Al Ti N B
    Tôle A 0,044 0,274 0,406 0,214 0,031 0,021 0,0042 0,0027
    Tôle B 0,040 0,267 0,202 0,098 0,028 0,019 0,0042 0,0020
    La température de début de la transformation ferritique AR3, respectivement pour la tôle A et la tôle B, est de 818°C et 842°C.
    Le traitement thermomécanique des deux tôles selon l'invention comporte un laminage à une température de 900°C, un bobinage à une température de 700°C, le refroidissement des tôles ayant été effectué à une vitesse de 25°C par seconde.
    Le tableau 2 présente les caractéristiques mécaniques des deux exemples de tôles A et B.
    Re (MPA) Rm (MPa) A (%)
    Tôle A 246 344 43
    Tôle B 244 328 43,4
    Le tableau 3 ci dessous présente, pour une tôle A, les caractéristiques mécaniques dites brutes obtenues avant traitement thermique de galvanisation et les caractéristiques mécaniques après traitement thermique de galvanisation à 700°C et 600°C.
    Tôle brute 700°C 600°C
    Re (MPa) 246 262 246
    Rm (MPa) 344 350 348
    A (%) 43 43,3 36,3
    Les conditions du traitement thermique au cours de la galvanisation en continu sont les suivantes:
    La vitesse de montée en température est comprise entre 3°C/s et 20°C/s, vitesse étant en général de 8°C/s. La température de maintien est comprise entre 550°C et 850°C, le température courante étant de 700°C, avec un temps de maintien de 20 s à 120 s et de préférence de 60 s. Cette montée en température est suivie d'un refroidissement à une vitesse comprise entre 3°C/s et 25°C/s, la valeur typique de la vitesse de refroidissement étant de 10°C/s. Le refroidissement est effectué jusqu'à la température du bain de galvanisation, à 450°C.
    La tôle d'acier selon l'invention comporte, pour une épaisseur comprise entre 1,5 mm et 8 mm des caractéristiques mécaniques comparables entre l'état brut de laminage à chaud et l'état galvanisé.

    Claims (5)

    1. Tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond, caractérisée en la composition pondérale suivante :
      0,010%< carbone < 0,080%
      0,1 < manganèse < 0,5%
      0,02% < aluminium < 0,08%
      silicium < 0,1%
      phosphore < 0,04%
      soufre < 0,025%
      titane < 0,05%
      azote < 0,009%
      0,001% < bore < 0,01%
      0,1 < cuivre < 0,8%
      0,05% < nickel < 0,6%,
      le reste étant du fer et des impuretés inhérentes à l'élaboration.
    2. Tôle selon la revendication 1, caractérisée en ce que la teneur en nickel est sensiblement égale à la moitié de la teneur en cuivre.
    3. Tôle selon les revendications 1 et 2, caractérisée en la composition suivante :
      0,020%< carbone < 0,040%
      0,15 < manganèse < 0,25%
      0,02% < aluminium < 0,04%
      0,02 < silicium < 0,04%
      phosphore < 0,02%
      soufre < 0,005%
      titane < 0,02%
      azote < 0,009%
      0,002% < bore < 0,004%
      0,30% < cuivre < 0,40%
      0,15% < nickel < 0,20%,
      le reste étant du fer et des impuretés inhérentes à l'élaboration.
    4. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier selon les revendications 1 à 3, caractérisé en ce que l'acier ayant la composition pondérale suivante :
      0,010%< carbone < 0,080%
      0,1 < manganèse < 0,5%
      0,02% < aluminium < 0,08%
      silicium < 0,1%
      phosphore < 0,04%
      soufre < 0,025%
      titane < 0,05%
      azote < 0,009%
      0,001% < bore < 0,01%
      0,1 < cuivre < 0,8%
      0,05% < nickel < 0,6%,
      est soumis après élaboration à:
      un laminage à chaud à une température supérieure à la température de transformation AR3,
      un refroidissement commençant dans un intervalle de temps inférieur à 10 secondes après le laminage à chaud, le refroidissement étant, d'une part, compris entre 3°C par seconde et 80°C par seconde, et, d'autre part, effectué jusqu'à une température comprise entre 600°C et 750°C.
    5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en ce que le laminage à chaud est effectué à une température comprise dans un intervalle de 10°C à 120°C au-dessus de la température de transformation AR3.
    EP97402089A 1996-09-19 1997-09-08 Tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond Expired - Lifetime EP0835945B1 (fr)

    Applications Claiming Priority (2)

    Application Number Priority Date Filing Date Title
    FR9611413 1996-09-19
    FR9611413A FR2753399B1 (fr) 1996-09-19 1996-09-19 Tole d'acier lamine a chaud pour emboutissage profond

    Publications (2)

    Publication Number Publication Date
    EP0835945A1 EP0835945A1 (fr) 1998-04-15
    EP0835945B1 true EP0835945B1 (fr) 2003-03-19

    Family

    ID=9495878

    Family Applications (1)

    Application Number Title Priority Date Filing Date
    EP97402089A Expired - Lifetime EP0835945B1 (fr) 1996-09-19 1997-09-08 Tôle d'acier laminé à chaud pour emboutissage profond

    Country Status (11)

    Country Link
    US (1) US5873957A (fr)
    EP (1) EP0835945B1 (fr)
    JP (1) JPH10102198A (fr)
    KR (1) KR19980024716A (fr)
    AT (1) ATE234944T1 (fr)
    CA (1) CA2215570A1 (fr)
    DE (1) DE69719898T2 (fr)
    DK (1) DK0835945T3 (fr)
    ES (1) ES2193338T3 (fr)
    FR (1) FR2753399B1 (fr)
    PT (1) PT835945E (fr)

    Families Citing this family (4)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JP3524790B2 (ja) * 1998-09-30 2004-05-10 株式会社神戸製鋼所 塗膜耐久性に優れた塗装用鋼材およびその製造方法
    EP2166122A1 (fr) * 1999-09-16 2010-03-24 JFE Steel Corporation Procede de fabrication d'un acier tres resistant
    FR2798676B1 (fr) * 1999-09-20 2001-10-26 Lorraine Laminage Tole d'acier lamine a chaud pour emaillage une ou deux faces
    US7005016B2 (en) * 2000-01-07 2006-02-28 Dofasco Inc. Hot rolled steel having improved formability

    Family Cites Families (6)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    DE2133744B2 (de) * 1971-07-07 1973-07-12 August Thyssen-Hütte AG, 4100 Duisburg Die verwendung eines vollberuhigten stahles fuer gegenstaende aus warmgewalztem band
    US4080225A (en) * 1976-10-08 1978-03-21 Alan Wood Steel Company Low temperature, weldable, low alloy steel
    EP0320003B1 (fr) * 1987-12-11 1992-08-26 Nippon Steel Corporation Procédé de fabrication d'acier à bas rapport de la limite d'élasticité à la résistance à la rupture
    DE69325644T2 (de) * 1992-10-30 2000-04-13 Japan Casting Forging Corp Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit hervorragender gleichmässiger Dehnung nach der Kaltverformung und Verfahren zu dessen Herstellung
    US5454883A (en) * 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
    JP3550729B2 (ja) * 1994-05-20 2004-08-04 住友金属工業株式会社 成形加工性，耐食性，焼付硬化能に優れた熱延鋼板の製造方法

    Also Published As

    Publication number Publication date
    DK0835945T3 (da) 2003-06-23
    PT835945E (pt) 2003-06-30
    EP0835945A1 (fr) 1998-04-15
    DE69719898D1 (de) 2003-04-24
    JPH10102198A (ja) 1998-04-21
    KR19980024716A (ko) 1998-07-06
    US5873957A (en) 1999-02-23
    ES2193338T3 (es) 2003-11-01
    DE69719898T2 (de) 2004-03-04
    CA2215570A1 (fr) 1998-03-19
    ATE234944T1 (de) 2003-04-15
    FR2753399A1 (fr) 1998-03-20
    FR2753399B1 (fr) 1998-10-16

    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
    CA2617879C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier presentant une haute resistance et une excellente ductilite, et toles ainsi produites
    TWI418640B (zh) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method
    EP2171112B1 (fr) Procede de fabrication de tôles d&#39;acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites
    JP5303856B2 (ja) 低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材の製造方法
    CN104264041A (zh) 一种高强度低合金热镀铝锌钢带及其生产方法
    CA2681748A1 (fr) Tole d&#39;acier laminee a chaud de grande resistance qui ne presente pas ecaillage mais d&#39;excellentes proprietes de surface et d&#39;ebavurage, et son procede de fabrication
    FR2794133A1 (fr) Feuille d&#39;acier galvanisee a chaud et production de celle-ci
    CN101809182A (zh) 通过dff调节制造锌镀层退火的钢片材的方法
    EP3146083A1 (fr) Tôle d&#39;acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
    WO2015004902A1 (fr) Tôle d&#39;acier laminée à chaud à teneur élevée en carbone et procédé de production de cette dernière
    EP0835945B1 (fr) Tôle d&#39;acier laminé à chaud pour emboutissage profond
    EP1138796B1 (fr) Acier laminé à chaud à très haute limite d&#39;élasticité et résistance mécanique utilisable notamment pour la réalisation de pièce de véhicules automobiles
    JP3945180B2 (ja) 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法
    EP1099769A1 (fr) Procédé de réalisation d&#39;une bande de tôle laminée à chaud à très haute résistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l&#39;emboutissage
    KR101280719B1 (ko) 내열성이 우수한 핫스탬핑용 용융아연도금강판 제조 방법
    JP2000178684A (ja) 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法
    JP2010196096A (ja) プレス加工と塗装焼付け後の強度−延性バランスに優れた冷延鋼板およびその製造方法
    EP2103705A1 (fr) Procédé de fabrication de tôles d&#39;acier inoxydable austenitique à hautes caractèristiques mécaniques
    JPH03294463A (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
    JP4969954B2 (ja) 外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
    JP3925064B2 (ja) プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
    JP4114521B2 (ja) 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
    JPH0144771B2 (fr)
    JP3869754B2 (ja) バーリング加工時のバラツキが少ない浸炭焼入れ用鋼板及びその製造方法

    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

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: A1

    Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU

    17P Request for examination filed

    Effective date: 19981015

    AKX Designation fees paid

    Free format text: AT BE DE DK ES FI FR GB GR IT LU NL PT SE

    RBV Designated contracting states (corrected)

    Designated state(s): AT BE DE DK ES FI FR GB GR IT LU NL PT SE

    GRAG Despatch of communication of intention to grant

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

    17Q First examination report despatched

    Effective date: 20020628

    GRAG Despatch of communication of intention to grant

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

    GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

    GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

    GRAA (expected) grant

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

    AK Designated contracting states

    Designated state(s): AT BE DE DK ES FI FR GB GR IT LU NL PT SE

    REG Reference to a national code

    Ref country code: GB

    Ref legal event code: FG4D

    Free format text: NOT ENGLISH

    REF Corresponds to:

    Ref document number: 69719898

    Country of ref document: DE

    Date of ref document: 20030424

    Kind code of ref document: P

    REG Reference to a national code

    Ref country code: SE

    Ref legal event code: TRGR

    REG Reference to a national code

    Ref country code: DK

    Ref legal event code: T3

    REG Reference to a national code

    Ref country code: PT

    Ref legal event code: SC4A

    Free format text: AVAILABILITY OF NATIONAL TRANSLATION

    Effective date: 20030502

    GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)
    REG Reference to a national code

    Ref country code: GR

    Ref legal event code: EP

    Ref document number: 20030402115

    Country of ref document: GR

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

    Ref country code: GB

    Payment date: 20030827

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: NL

    Payment date: 20030828

    Year of fee payment: 7

    Ref country code: LU

    Payment date: 20030828

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: AT

    Payment date: 20030829

    Year of fee payment: 7

    Ref country code: GR

    Payment date: 20030829

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: SE

    Payment date: 20030901

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: FI

    Payment date: 20030902

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: DK

    Payment date: 20030903

    Year of fee payment: 7

    Ref country code: DE

    Payment date: 20030903

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: FR

    Payment date: 20030904

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: PT

    Payment date: 20030917

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: ES

    Payment date: 20030922

    Year of fee payment: 7

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

    Ref country code: BE

    Payment date: 20031001

    Year of fee payment: 7

    REG Reference to a national code

    Ref country code: ES

    Ref legal event code: FG2A

    Ref document number: 2193338

    Country of ref document: ES

    Kind code of ref document: T3

    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: 20031222

    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: 20040908

    Ref country code: GB

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

    Effective date: 20040908

    Ref country code: FI

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

    Effective date: 20040908

    Ref country code: AT

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

    Effective date: 20040908

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

    Ref country code: SE

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

    Effective date: 20040909

    Ref country code: ES

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

    Effective date: 20040909

    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 NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20040930

    Ref country code: BE

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

    Effective date: 20040930

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

    Ref country code: PT

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

    Effective date: 20050308

    BERE Be: lapsed

    Owner name: S.A. *SOLLAC

    Effective date: 20040930

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

    Ref country code: NL

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

    Effective date: 20050401

    Ref country code: DE

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

    Effective date: 20050401

    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 NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20050405

    GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

    Effective date: 20040908

    EUG Se: european patent has lapsed
    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: FR

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

    Effective date: 20050531

    REG Reference to a national code

    Ref country code: PT

    Ref legal event code: MM4A

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

    Effective date: 20050308

    NLV4 Nl: lapsed or anulled due to non-payment of the annual fee

    Effective date: 20050401

    REG Reference to a national code

    Ref country code: DK

    Ref legal event code: EBP

    REG Reference to a national code

    Ref country code: FR

    Ref legal event code: ST

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

    Ref country code: IT

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

    Effective date: 20050908

    REG Reference to a national code

    Ref country code: ES

    Ref legal event code: FD2A

    Effective date: 20040909

    BERE Be: lapsed

    Owner name: S.A. *SOLLAC

    Effective date: 20040930