ES2655476T5 - Procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío y recocidas con una resistencia muy alta, y chapas producidas de tal forma - Google Patents

Procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío y recocidas con una resistencia muy alta, y chapas producidas de tal forma Download PDF

Info

Publication number
ES2655476T5
ES2655476T5 ES08805523T ES08805523T ES2655476T5 ES 2655476 T5 ES2655476 T5 ES 2655476T5 ES 08805523 T ES08805523 T ES 08805523T ES 08805523 T ES08805523 T ES 08805523T ES 2655476 T5 ES2655476 T5 ES 2655476T5
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
steel
rolled
composition
cold
sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES08805523T
Other languages
English (en)
Other versions
ES2655476T3 (es
Inventor
Otin Javier Gil
Antoine Moulin
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 SA
Original Assignee
ArcelorMittal 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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=38596874&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=ES2655476(T5) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by ArcelorMittal SA filed Critical ArcelorMittal SA
Publication of ES2655476T3 publication Critical patent/ES2655476T3/es
Application granted granted Critical
Publication of ES2655476T5 publication Critical patent/ES2655476T5/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • 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
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Description

DESCRIPCIÓN
Procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío y recocidas con una resistencia muy alta, y chapas producidas de tal forma
[0001] La invención se refiere a la fabricación de chapas finas laminadas en frío y recocidas de acero que presentan una resistencia superior a 1.200 MPa y un alargamiento a la rotura superior a 8 %. El sector de la automoción y la industria en general constituyen, en particular, campos de aplicación de estas chapas de acero.
[0002] Existe en particular en la industria automovilística una necesidad continua de vehículos más ligeros y una mayor seguridad. Se han propuesto sucesivamente diferentes familias de aceros para satisfacer esta necesidad de mayor resistencia; se sugirió de entrada aceros que constan de elementos de micro-aleación. Su endurecimiento se debe a la precipitación de estos elementos y al afinamiento del tamaño de los granos. Se asistió posteriormente al desarrollo de aceros "de fase dual", en los que la presencia de martensita, que constituye una gran dureza, en una matriz ferrítica más ligera, permite obtener una resistencia superior a 450 MPa asociada con una buena aptitud para la conformación en frío.
[0003] Con el fin de aumentar aún más la resistencia, se han desarrollado aceros que presentan un comportamiento "TRIP" (transformación inducida por plasticidad") con combinaciones de propiedades (resistenciaaptitud de deformación) muy ventajosas; estas propiedades están relacionadas con la estructura de estos aceros constituida por una matriz ferrítica que consta de bainita y austenita residual. La presencia de este último que se constituyente confiere una ductilidad elevada a una chapa no deformada. Bajo el efecto de una deformación posterior, por ejemplo durante un esfuerzo uniaxial, la austenita residual de una pieza de acero TRIP se transforma gradualmente en martensita, lo que se traduce por una consolidación significativa y retrasa la aparición de una deformación localizada.
[0004] Se han propuesto chapas de aceros de fase dual o TRIP, con un nivel de resistencia máxima del orden de 1.000 MPa. La obtención de niveles de resistencia significativamente superiores, por ejemplo 1.200-1.400 MPa se enfrenta a varias dificultades:
- El crecimiento de resistencia mecánica necesita un análisis químico mucho más cargado de elementos de aleación en detrimento de la aptitud a la soldadura de estos aceros.
- Se observa un aumento de la diferencia de dureza entre la matriz ferrítica y los constituyentes endurecidos; esto supone una concentración local de tensiones y deformaciones y un daño más precoz, como se evidencia por la disminución del alargamiento.
- También se observa un aumento de la fracción de constituyentes endurecidos en la matriz ferrítica; en este caso, las islas, aisladas inicialmente y de pequeño tamaño cuando la resistencia es baja, son conexas progresivamente y forman constituyentes de gran tamaño que favorecen una vez más un daño precoz.
[0005] Las posibilidades de obtener simultáneamente niveles muy altos de resistencia y otras propiedades de uso por medio de los aceros TRIP o con microestructura de fase dual, parecen así limitadas. Para lograr una resistencia aún más elevada, es decir un nivel superior a 800-1.000 MPa, se han desarrollado aceros denominados "multifásicos" con una estructura principalmente bainítica. En la industria automovilística o en la industria general, las chapas de aceros multifásicos de espesor medio se utilizan con éxito para piezas estructurales tales como traviesas parachoques, montantes, varios refuerzos.
[0006] En particular, en el campo de las chapas de acero multifásicas laminadas en frío de más de 980 MPa, la patente EP1559798 describe la fabricación de aceros de composición: 0,10-0,25 % C, 1,0-2,0 % Si, 1,5-3 % Mn, estando constituida la microestructura de al menos 60 % de ferrita bainítica y de al menos 5 % de austenita residual, siendo inferior la ferrita poligonal a 20 %. Los ejemplos de realización presentados en este documento muestran que la resistencia no supera los 1.200 MPa.
[0007] La patente EP 1589126 también describe la fabricación de chapas finas laminadas en frío, cuyo producto (resistencia x alargamiento) es superior a 20.000 MPa %. La composición de los aceros consta de: 0,10-0,28 % C, 1,0-2,0 % Si, 1-3 % Mn, menos de 0,10 % Nb. La estructura está constituida por más de 50 % de ferrita bainítica, 5 a 20 % de austenita residual y menos de 30 % de ferrita poligonal. Una vez más, los ejemplos presentados muestran que la resistencia es aún inferior a 1.200 MPa. El documento JP10280090 describe una chapa de acero y el procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío tienen una resistencia muy alta, la chapa comprende en peso entre 0,13-0,20 % C, <0,6 % Si, 1,8-2,8 % Mn, <0,02 % P, <0,015 % S, 0,005-0,1 % Al, <0,0060 % N, y opcionalmente 0,01-0,15 % Mo y 0,0005-0,0020 % B, siendo el resto hierro e impurezas residuales inevitables. La microestructura denominada acero comprende bainita y martensita. La microestructura puede lograrse mediante el control de laminación en caliente, bobinado, decapado, laminación en frío, tratamiento térmico; la chapa de acero tendrá una resistencia a la tracción de aproximadamente 780-1.470 MPa. La presente invención tiene como objetivo resolver los problemas mencionados anteriormente. Su objetivo es poner a disposición una chapa de acero fina laminada en frío y recocida que presenta una resistencia mecánica superior a 1.200 MPa junto con un alargamiento a la rotura superior a 8 % y una buena aptitud al conformado en frío. La invención también tiene como objetivo poner a disposición un acero poco sensible a daños durante el corte por un procedimiento mecánico.
[0008] Además, la invención tiene como objetivo poner a disposición un procedimiento de fabricación de chapas finas cuyas pequeñas variaciones de los parámetros no dan lugar a modificaciones significativas de la microestructura 0 de las propiedades mecánicas. La invención también tiene como objetivo poner a disposición una chapa de acero de fácil fabricación por laminación en frío, es decir, cuya dureza tras la etapa de laminación en caliente se limita de manera que los esfuerzos de laminación siguen siendo moderados durante la etapa de laminación en frío.
[0009] También tiene como objetivo disponer una chapa de acero fina adecuada al posible depósito de un revestimiento metálico según los procedimientos usuales.
[0010] También tiene como objetivo disponer una chapa de acero poco sensible a un daño por corte y adecuada a la expansión del orificio.
[0011] También tiene como objetivo disponer un acero que presenta una buena aptitud a la soldadura por medio de procedimientos de montaje usuales, tales como la soldadura por resistencia por puntos.
[0012] En este objetivo, la invención tiene por objeto una chapa según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3.
[0013] Según un modo particular, la composición comprende: 0,19 % < C < 0,23 %. Según un modo preferido, la composición comprende: 1,5 % <Mn < 2,5 %. Preferentemente, la composición comprende: 1,2 % <Si < 1,8 %. A modo preferido, la composición comprende: 1,2 % < Al < 1,8 %. Según un modo particular, la composición comprende: 0,05 % < V < 0,15 %, 0,004 <N < 0,008 %.
[0014] A modo preferente, la composición comprende: 0,12 % < V < 0,15 %. Según un modo preferido, la composición comprende: 0,00050< B <,003 %.
[0015] Preferentemente, el tamaño medio de islas de martensita y austenita residual es inferior a 1 micrómetro, siendo la distancia media entre las islas inferior a 6 micrómetros.
[0016] La invención también tiene por objeto un procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en frío con una resistencia superior a 1.200 MPa, alargamiento de rotura superior a 10 %, según el cual se suministra un acero de composición: 0,10 % < C < 0,25 %, 1 % < Mn < 3 %, Al > 0,010 %, Si<2,990 %, quedando entendido que: 1 %<Si+Al <3 %, S < 0,015 %, P < 0, 1 %, N<0,008 %, Mo <0,005 %, Cr <0,005 %, B=0, la composición comprende opcionalmente: 0,05 % < V < 0,15 %, Ti en una cantidad tal que Ti/N>4 y que Ti<0,040 %. Se procede a la colada de un producto semiacabado a partir de este acero, a continuación, se lleva el producto semiacabado a una temperatura superior a 1.150 °C y se lamina en caliente el producto semiacabado para obtener una chapa laminada en caliente. Se bobina y se decapa la chapa, a continuación ésta se lamina en frío con una tasa de reducción comprendida entre 30 y 80 % con el fin de obtener una chapa laminada en frío. Se calienta la chapa laminada en frío a una velocidad Vc comprendida entre 5 y 15 °C/s hasta una temperatura T1 comprendida entre Ac3 y Ac3+20 °C, durante un tiempo t1 comprendido entre 50 y 150 s, a continuación se enfría la placa a una velocidad Vr1 superior a 40° C/s e inferior a 100 °C/s hasta una temperatura T2 comprendida entre (Ms-30 °C y Ms+30 °C). Se mantiene la chapa a dicha temperatura T2 durante un tiempo t2 comprendido entre 150 y 350 s, a continuación se efectúa un enfriamiento a una velocidad Vr2 inferior a 30 °C/s hasta la temperatura ambiente. La invención también tiene por objeto un procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en frío con una resistencia superior a 1.200 MPa, alargamiento a la rotura superior a 8 %, según el cual se suministra un acero de composición: 0,10 % < C < 0,25 %, 1 % < Mn < 3 %, Al > 0,010 %, Si<2,990 %, quedando entendido que 1 % <Si+Al <3 %, S < 0,015 %, P < 0,1 % N<0,008 %, Mo < 0,25 %, Cr < 1,65 %, quedando entendido que Cr+(3 x Mo) >0,3 %, opcionalmente 0,05 % < V < 0,15 %, B <0,005 %, Ti en una cantidad tal que Ti/N>4 y Ti<0,040 %. Se procede a la colada de un producto semiacabado a partir de este acero, se lleva el producto semiacabado a una temperatura superior a 1.150 °C, a continuación se lamina en caliente el producto semiacabado para obtener una chapa laminada en caliente. Se bobina la chapa, se decapa la misma, a continuación se lamina en frío la chapa con una tasa de reducción comprendida entre 30 y 80 % con el fin de obtener una chapa laminada en frío. Se calienta la chapa laminada en frío a una velocidad Vc comprendida entre 5 y 15 °C/s hasta una temperatura Ti comprendida entre Ac3 y Ac3+20 °C, durante un tiempo ti comprendido entre 50 y 150 s, a continuación se enfría la misma a una velocidad Vri superior a 25 °C/s e inferior a 100 °C/s hasta una temperatura T2 comprendida entre Bs y (Ms-20 °C). Se mantuvo la chapa a la temperatura T2 durante un tiempo t2 comprendido entre 150 y 350 s, a continuación se efectúa un enfriamiento a una velocidad Vr2 inferior a 30 °C/s hasta la temperatura ambiente.
[0017] La temperatura T1 está preferentemente comprendida entre Ac3+10 °C y Ac3+20 °C.
[0018] La invención también tiene por objeto el uso de una chapa de acero laminada en frío y recocida según uno de los modos anteriores, o fabricada por un procedimiento según uno de los modos anteriores, para la fabricación de piezas estructurales o elementos de refuerzo, en el campo de la automoción.
[0019] Otras características y ventajas de la invención aparecerán en la siguiente descripción, dada a modo de ejemplo y con referencia a las figuras anexas adjuntas:
- La figura 1 presenta un ejemplo de estructura de una chapa de acero según la invención, siendo revelada la estructura por un reactivo LePera.
- La figura 2 presenta un ejemplo de estructura de una chapa de acero según la invención, siendo revelada la estructura por un reactivo Nital.
[0020] Los inventores han puesto de manifiesto que los problemas anteriores se resuelven cuando la chapa de acero fina laminada en frío y recocida presentaba una microestructura bainítica, con un complemento de islas de martensita y austenita residual, o islas "M-A". Para los aceros cuya resistencia es la más elevada, superior a 1.600 MPa, la microestructura consta de una mayor cantidad de martensita y austenita residual.
[0021] En cuanto a la composición química del acero, el carbono desempeña un papel muy importante en la formación de la microestructura y en las propiedades mecánicas en asociación con otros elementos de la composición (Cr, Mo, Mn) y con el tratamiento térmico de recocido tras el laminado en frío, aumenta la templabilidad y permite obtener una transformación bainítica. El contenido de carbono según la invención también conduce a la formación de islas de martensita y austenita residual cuya cantidad, morfología, composición permiten obtener las propiedades mencionadas anteriormente.
[0022] El carbono también retrasa la formación de ferrita proeutectoide tras el tratamiento térmico de recocido tras el laminado en frío: en caso contrario, la presencia de esta fase de baja dureza causaría un daño local demasiado grande en la interfaz con la matriz cuya dureza es más elevada. La presencia de ferrita proeutectoide resultante del recocido debe evitarse para obtener niveles elevados de resistencia mecánica.
[0023] Según la invención, el contenido de carbono está comprendido entre 0,10 y 0,25 % en peso: Por debajo de 0,10 %, una resistencia suficiente no puede obtenerse y la estabilidad de la austenita residual no es satisfactoria. Más allá de 0,25 %, la soldabilidad se reduce a causa de la formación de microestructuras de temple en la zona afectada por el calor.
[0024] Según un modo preferido, el contenido de carbono está comprendido entre 0,19 y 0,23 %: en este intervalo, la soldabilidad es muy satisfactoria, y la cantidad, la estabilidad y la morfología de las islas M-A son particularmente adecuadas para obtener un par favorable de propiedades mecánicas (resistencia-alargamiento)
[0025] En una cantidad comprendida entre 1 y 3 % en peso, una adición de manganeso, elemento con carácter gammágeno, permite evitar la formación de ferrita proeutectoide durante el enfriamiento de recocido tras la laminación en frío. El manganeso también contribuye a desoxidar el acero durante la elaboración en fase líquida. La adición de manganeso también participa en un endurecimiento eficaz en solución sólida y en la obtención de una mayor resistencia. Preferentemente, el manganeso se comprende entre 1,5 y 2,5 % de manera que se obtienen estos efectos, y sin riesgo de formación de estructura en bandas perjudicial.
[0026] El silicio y aluminio desempeñan de forma conjunta un papel importante según la invención.
[0027] El silicio retrasa la precipitación de cementita durante el enfriamiento a partir de la austenita tras el recocido. Una adición de silicio según la invención contribuye por lo tanto a estabilizar una cantidad suficiente de austenita residual en forma de islas que se transforman posteriormente y gradualmente en martensita bajo el efecto de una deformación. Otra parte de la austenita se transforma directamente en martensita durante el enfriamiento tras el recocido. El aluminio es un elemento muy eficaz para la desoxidación del acero. Por esta razón, su contenido es superior o igual a 0,010 %. Al igual que el silicio, estabiliza la austenita residual.
[0028] Los efectos de aluminio y silicio en la estabilización de la austenita son vecinos; cuando los contenidos de silicio y aluminio son tales que: 1 % <Si+Al<3 %, se obtiene una estabilización satisfactoria de la austenita, lo que permite formar las microestructuras deseadas conservando al mismo tiempo las propiedades de uso satisfactorias. Dado que el contenido mínimo de aluminio es de 0,010 %, el contenido de silicio es inferior o igual a 2,990 %.
[0029] El contenido de silicio se comprende preferentemente entre 1,2 y 1,8 % para estabilizar una cantidad de austenita residual suficiente y para evitar una oxidación intergranular durante la etapa de bobinado en caliente antes de la laminación en frío. También evita de esta manera la formación de óxidos fuertemente adherentes y la posible aparición de defectos de superficie que conducen en particular a una falta de humectabilidad en las operaciones de galvanización por inmersión en caliente.
[0030] Estos efectos también se obtienen cuando el contenido de aluminio se comprende preferentemente entre 1,2 y 1,8 %. Con un contenido equivalente, los efectos del aluminio son de hecho similares a los expuestos anteriormente para el silicio, pero el riesgo de aparición de defectos superficiales es sin embargo menor.
[0031] Los aceros según la invención constan de opcionalmente molibdeno y/o cromo; el molibdeno aumenta la templabilidad, impide la formación de ferrita proeutectoide y afina de forma eficaz la microestructura bainítica. Sin embargo, un contenido superior a 0,25 % en peso aumenta el riesgo de formar una microestructura predominantemente martensítica a expensas de la formación de bainita.
[0032] El cromo también contribuye a prevenir la formación de ferrita proeutectoide y el afinamiento de la microestructura bainítica. Más allá de 1,65 %, el riesgo de obtener una estructura principalmente martensítica es importante. En comparación con molibdeno, su efecto es sin embargo menos marcado; según la invención, los contenidos de cromo y molibdeno son tales que: Cr+(3 x Mo) >0,3 %. Los coeficientes de cromo y molibdeno en esta relación reflejan su influencia sobre la templabilidad, en particular la aptitud respectiva de estos elementos para evitar la formación de ferrita proeutectoide en las condiciones de enfriamiento particulares de la invención.
[0033] Según un modo económico, el acero puede contener contenidos de molibdeno y cromo muy bajos o nulos, es decir, contenidos inferiores a 0,005 % en peso para estos dos elementos, y 0 % de boro.
[0034] Para obtener una resistencia superior a 1.400 MPa, se requiere la adición de cromo y/o molibdeno, en cantidades mencionadas anteriormente. Cuando el contenido de azufre es superior a 0,015 %, la aptitud del conformado se reduce debido a la presencia excesiva de sulfuros de manganeso.
[0035] El contenido de fósforo se limita a 0,1 % a fin de mantener una ductilidad en caliente suficiente.
[0036] El contenido de nitrógeno se limita a 0,008 % para evitar un posible envejecimiento.
[0037] El acero según la invención consta de opcionalmente vanadio en una cantidad comprendida entre 0,05 y 0,15 %. En particular, cuando el contenido de nitrógeno se comprende conjuntamente entre 0,004 y 0,008 %, la precipitación de vanadio puede intervenir durante el recocido tras la laminación en frío en forma de finos carbonitruros que confieren un endurecimiento adicional.
[0038] Cuando el contenido de vanadio se comprende entre 0,12 y 0,15 % en peso, el alargamiento uniforme o a la rotura se aumenta particularmente.
[0039] El acero puede comprender opcionalmente boro en una cantidad inferior o igual a 0,005 %. Según un modo preferido, el acero consta preferentemente entre 0,0005 y 0,003 % de boro, lo que contribuye a la supresión de la ferrita proeutectoide en presencia de cromo y/o molibdeno. Además de otros elementos aditivos, la adición de boro en una cantidad mencionada anteriormente permite obtener una resistencia superior a 1.400 MPa.
[0040] El acero puede comprender opcionalmente titanio en una cantidad tal que Ti/N>4 y Ti<0,040 %, lo que permite la formación de carbonitruros de titanio y aumenta el endurecimiento.
[0041] El resto de la composición está constituido por impurezas inevitables resultantes de la elaboración. Los contenidos de estas impurezas, tales como Sn, Sb, As, son inferiores a 0,005 %.
[0042] Según una realización de la invención destinada a la fabricación de placas de acero con una resistencia superior a 1.200 MPa, la microestructura del acero se compone de 65 a 90 % de bainita, estos contenidos hacen referencia a los porcentajes de superficie, estando constituido el balance de islas de martensita y austenita residual (islas de compuestos M-A).
[0043] Esta estructura principalmente de bainita, al no contener ferrita proeutectoide con una baja dureza, presenta una capacidad de alargamiento a la rotura superior a 10 %.
[0044] Según la invención, las islas M-A dispersas regularmente en la matriz tienen un tamaño medio inferior a 1 micrómetro.
[0045] La figura 1 presenta un ejemplo de microestructura de una chapa de acero según la invención. La morfología de las islas M-A fue revelada por reactivos químicos adecuados; tras el ataque, las islas M-A aparecen en blanco en una matriz bainítica más o menos oscura. Algunas islas de pequeño tamaño se encuentran entre los listones de ferrita bainítica. Se observa las islas con aumentos que van de 500 a 1.500x aproximadamente en una superficie estadísticamente representativa y se mide gracias a un software de análisis de imágenes el tamaño medio de las islas así como la distancia media entre estas islas. En el caso de la figura 1, el porcentaje de superficie de las islas es de 12 % y el tamaño medio de las islas M-A es inferior a 1 micrómetro.
[0046] Se puso de manifiesto que una morfología específica de las islas M-A fue buscar particularmente cuando el tamaño medio de las islas es inferior a 1 micrómetro y cuando la distancia media entre estas islas es inferior a 6 micrómetros, se obtienen simultáneamente los siguientes efectos:
- daño limitado debido a la ausencia de iniciación de la rotura en las islas M-A de gran tamaño
- un endurecimiento significativo debido a la proximidad de muchos constituyentes M-A de pequeño tamaño.
[0047] Según otra realización de la invención destinada a la fabricación de chapas de acero con una resistencia superior a 1.400 MPa y alargamiento a la rotura superior a 8 %, la microestructura se compone de 45 a 65 % de bainita, siendo constituido el balance de islas de martensita y austenita residual.
[0048] Según otra realización de la invención destinada a la fabricación de chapas de acero con una resistencia superior a 1.600 MPa y alargamiento a la rotura superior a 8 %, la microestructura se compone de 15 a 45 % de bainita, siendo constituido el balance de martensita y austenita residual.
[0049] La implementación del procedimiento de fabricación de una chapa fina laminada en frío y recocida según la invención es la siguiente:
- Se suministra un acero de composición según la invención;
- Se procede a la colada de un producto semiacabado a partir de este acero. Esta colada puede ser realizada en lingotes o de forma continua en forma de planchones con un espesor del orden de 200 mm. También se puede efectuar la colada en forma de planchones finos de unas pocas decenas de milímetros de espesor o bandas finas entre cilindros de acero contrarrotativos.
[0050] Los productos semiacabados colados se llevan en primer lugar a una temperatura superior a 1.150 °C para alcanzar en cualquier punto una temperatura favorable a las deformaciones elevadas a las que se va a someter el acero durante la laminación. Naturalmente, en el caso de una colada directa de planchones finos o bandas finas entre los cilindros contrarrotativos, la etapa de laminación en caliente de estos productos semiacabados que se inicia a más de 1.150 °C se puede realizar directamente tras la colada, de modo que una etapa de calentamiento intermedia no es necesaria en este caso.
[0051] Se lamina en caliente el producto semiacabado. Una ventaja de la invención es que las características finales y la microestructura de la chapa laminada en frío y recocida son relativamente poco dependientes de la temperatura de fin de laminación y del enfriamiento posterior a la laminación en caliente.
[0052] A continuación, se bobina la placa en caliente. La temperatura de bobinado es preferentemente inferior a 550 °C para limitar la dureza de la chapa laminada en caliente y la oxidación intergranular en superficie. Una dureza excesiva de la chapa laminada en caliente conduce a esfuerzos excesivos durante la laminación posterior en frío, así como opcionalmente defectos en los bordes.
[0053] Se decapa a continuación la chapa laminada en caliente según un procedimiento conocido en sí mismo a fin de conferir a la misma un estado de superficie adecuada para la laminación en frío. Esto último se efectúa mediante la reducción del espesor de la chapa laminada en caliente de 30 a 80 %.
[0054] A continuación, se efectúa un tratamiento térmico de recocido, preferentemente mediante un recocido continuo, que consta de las siguientes fases:
- Una fase de calentamiento con una velocidad Vc comprendida entre 5 y 15 °C/s hasta una temperatura Ti. Cuando Vc es superior a 15 °C/s, la recristalización de la chapa cruda por laminación en frío puede no ser completa. Se requiere un valor mínimo de 5 °C/s para la productividad. Una velocidad Vc comprendida entre 5 y 15 °C/s permite obtener un tamaño de grano de austenita particularmente adecuado a la microestructura final deseada.
[0055] La temperatura T1 está comprendida entre Ac3 y Ac3+20 °C, la temperatura Ac3 corresponde a la transformación completa en austenita durante el calentamiento. Ac3 depende de la composición del acero y de la velocidad de calentamiento y se puede determinar por ejemplo mediante dilatometría. La austenización total permite limitar la formación posterior de ferrita proeutectoide. Es importante que la temperatura T1 sea inferior a Ac3+20 °C con el objetivo de evitar un incremento excesivo de grano austenítico. En este intervalo (Ac3-Ac3+20 °C), las características del producto final son poco sensibles a una variación en la temperatura T1.
[0056] Muy preferentemente, la temperatura T1 se comprende entre Ac3+10 °C y Ac3+20 °C. En estas condiciones, los inventores han puesto de relieve que el tamaño de grano austenítico es más homogéneo y más fino, lo que conduce finalmente a la formación de una microestructura final que presenta asimismo estas características. - Un mantenimiento de la temperatura T1 durante un tiempo t1 comprendido entre 50 y 150 s. Esta etapa conduce a la homogeneización de la austenita.
[0057] La siguiente etapa del procedimiento depende del contenido de cromo y molibdeno del acero:
- Cuando el acero no consta de prácticamente cromo, molibdeno y boro, es decir, cuando Cr <0,005 %, Mo <0,005 %, B=0 %, se efectúa un enfriamiento con una velocidad Vr1 superior a 40 °C/s e inferior a 100 °C/s hasta una temperatura T2 comprendida entre Ms-30 °C y Ms+30 °C. Para estas condiciones de velocidad de enfriamiento, la difusión del carbono en la austenita es limitada. Este efecto se satura más allá de 100 °C/s. Un mantenimiento se realiza a esta temperatura T2 durante un tiempo t2 comprendido entre 150 y 350 s. Ms designa la temperatura de inicio de la transformación martensítica. Esta temperatura depende de la composición del acero aplicada y puede determinarse por ejemplo mediante dilatometría. Estas condiciones permiten prevenir la formación de ferrita proeutectoide durante el enfriamiento. También se obtiene en estas condiciones una transformación bainítica de la mayor parte de la austenita. La fracción restante se transforma en martensita o se estabiliza opcionalmente en forma de austenita residual.
- Cuando el acero consta de un contenido de cromo y molibdeno tales como Mo < 0,25 %, Cr < 1,65 % y Cr+(3 x Mo) >0,3 %, se efectúa un enfriamiento con una velocidad Vr1 superior a 25 °C/s e inferior a 100 °C/s hasta una temperatura T2 comprendida entre (Bs y Ms-20 °C). Un mantenimiento se realiza a esta temperatura T2 durante un tiempo t2 comprendido entre 150 y 350 s. Bs denota la temperatura de inicio de transformación bainítica. Estas condiciones permiten obtener las mismas características microestructurales como anteriormente. La adición de cromo y/o molibdeno, en particular, permite asegurar que la formación de ferrita proeutectoide no intervenga. En los límites de velocidad de enfriamiento Vr1 según la invención, las características finales del producto son relativamente poco sensibles a una variación en esta velocidad Vr1.
- La siguiente etapa del procedimiento es idéntica si el producto consta o no de cromo y/o molibdeno; se efectúa un enfriamiento a una velocidad Vr2 inferior a 30 °C/s hasta la temperatura ambiente. En particular, cuando la temperatura T2 es poco elevada en los intervalos según la invención, el enfriamiento a una velocidad Vr2 inferior a 30 °C/s provoca un revenido de islas de martensita recién formada, lo que es favorable en términos de propiedades de uso.
Ejemplo:
[0058] Se elaboró aceros cuya composición figura en la siguiente tabla, expresada en porcentaje ponderal. Además, los aceros I-1 a I-5 que han servido en la fabricación de chapas según la invención, se indicaron a modo de comparación de la composición de aceros R-1 a R-5 que han servido en la fabricación de chapas de referencia.
Figure imgf000008_0001
[0059] La composición del acero I-1 no es conforme a las reivindicaciones 1 a 3.
[0060] Los productos semiacabados correspondientes a las composiciones anteriores se calentaron a 1.200 °C, se laminaron en caliente hasta un espesor de 3 mm y se bobinaron a una temperatura inferior a 550 °C. Las chapas fueron entonces laminadas en frío hasta un espesor de 0,9 mm o una tasa de reducción de 70 %. A partir de una misma composición, algunos aceros se realizaron con el objeto de diferentes condiciones de fabricación. Las referencias I1-a, I1-b y I1-c, I1-d designan por ejemplo cuatro chapas de acero fabricadas bajo condiciones diferentes a partir de la composición de acero I1. La tabla 2 indica las condiciones de fabricación de las chapas recocidas tras la laminación en frío. La velocidad de calentamiento Vc es de 10 °C/s en todos los casos.
[0061] Las temperaturas de transformación Ac3 , Bs y Ms también fueron expuestas en la tabla 2.
[0062] También se indicó los diversos constituyentes microestructurales medidos por microscopía cuantitativa; fracción de superficie de bainita, martensita y austenita residual.
[0063] Las islas M-A se pusieron de relieve por el reactivo LePera. Su morfología fue examinada por un software de análisis de imágenes Scion®.
Tabla 2: Condiciones de fabricación y microestructura de chapas laminadas en caliente obtenidas. I = Según la invención. R^ = referencia Valores subra ados: No conforme con la invención.
Figure imgf000009_0001
[0064] Las propiedades mecánicas de tracción obtenidas (límite de elasticidad Re, resistencia Rm, alargamiento uniforme Au, alargamiento a la rotura At) se han expuesto en la tabla 3 a continuación. También se indicó la relación Re/Rm.
[0065] En algunos casos se determinó la energía de rotura a -40 °C a partir de probetas de resiliencia del tipo Charpy V de espesor reducido a 1,4 mm. También se evaluó el daño asociado con un corte (cizallamiento o punzonado por ejemplo) que eventualmente podría disminuir las capacidades de deformación posterior de una pieza cortada. Para este objetivo, se cortó por cizallamiento probetas con una dimensión de 20 x 80 mm2. Una parte de estas probetas se sometió a continuación a un pulido de los bordes. Las probetas se revistieron con rejillas fotodepositadas a continuación se sometieron a una tracción uniaxial hasta la rotura. Los valores de las deformaciones principales £1 paralelos al sentido del esfuerzo se midieron lo más cerca posible del inicio de la rotura a partir de las rejillas deformadas. Esta medición se efectuó sobre las probetas con los bordes cortados mecánicamente y en las probetas con los bordes pulidos. La sensibilidad al corte se evaluó por el factor de daño: A = £1 (bordes cortados)-£1 (bordes pulidos)/£1 (bordes pulidos).
[0066] Para algunas chapas, también se evaluó el daño en las proximidades de los bordes cortados a partir de las muestras de 105x105mm2 que constan de un orificio con un diámetro inicial de 10 mm. Se mide el aumento relativo del diámetro del orificio tras la introducción de un punzón cónico hasta que aparezca una grieta.
Figure imgf000010_0001
[0067] Las chapas fabricadas según las condiciones de la invención (I1-a, I2-a-b, 13-a, 14, 15) presentan una combinación de propiedades mecánicas particularmente ventajosa: por una parte una resistencia mecánica superior a 1.200 MPa, por otra parte, un alargamiento a la rotura siempre superior o igual a 10 %. Los aceros según la invención también presentan una energía de rotura Charpy V a -40 °C superior a 40 julios/cm2. Esto permite la fabricación de piezas resistente a la propagación drástica de un defecto especialmente en caso de esfuerzos dinámicos. Las microestructuras de los aceros con una resistencia mínima de 1.200 MPa y un alargamiento a la rotura mínimo de 10 % según la invención constan de un contenido de bainita comprendido entre 65 y 90 %, siendo constituido el balance de islas M-A. La figura 1 por lo tanto presenta la microestructura de la chapa de acero I3a que consta de 88 % de bainita y 12 % de islas M-A, revelada por un ataque al reactivo LePera. La figura 2 presenta esta microestructura revelada por un ataque Nital. En el caso de que los aceros presenten una resistencia mínima de 1.400 MPa y un alargamiento a la rotura mínimo de 8 %, los aceros según la invención presentan un contenido de bainita comprendido entre 45 y 65 %, siendo el balance de islas M-A. En el caso de que los aceros presenten una resistencia mínima de 1.600 MPa y un alargamiento a la rotura mínimo de 8 %, los aceros según la invención presentan un contenido de bainita comprendido entre 15 y 35 %, siendo el balance de martensita y austenita residual. Las chapas de acero según la invención presentan un tamaño de islas M-A inferior a 1 micrómetro, la distancia entre las islas es inferior a 6 micrómetros.
[0068] Los aceros según la invención también presentan una buena resistencia al daño en caso de corte ya que el factor daño A se limita a -23 %. Una chapa de acero que no presenta estas características (R5) puede presentar un factor de daño de 43 %. Las chapas según la invención que se presentan tienen una buena aptitud para la expansión del orificio.
[0069] Los aceros según la invención también presentan una buena aptitud a la soldadura homogénea; para los parámetros de soldadura adaptados a los espesores indicados anteriormente, las juntas soldadas están exentas de grietas en frío o en caliente.
[0070] Las chapas de acero I1-b y I1-c se recocieron a una temperatura T1 demasiado baja, la transformación austenítica no es completa. En consecuencia, la microestructura comprende ferrita proeutectoide (40 % para I1b, 20 % para I1-c) y un contenido excesivo de islas M-A. La resistencia mecánica se reduce entonces por la presencia de ferrita proeutectoide.
[0071] Para la chapa de acero I1-d, la temperatura de mantenimiento T2 es superior a Ms+30 °C; la transformación bainítica que se produce a una temperatura más alta da lugar a una estructura más gruesa y conduce a una resistencia mecánica insuficiente.
[0072] Para la chapa de acero I-2c, la velocidad de enfriamiento Vr1 tras el recocido no es suficiente, la microestructura formada es más heterogénea y el alargamiento a la rotura se reduce por debajo del 10 %.
[0073] Para la chapa I-3b, la temperatura de mantenimiento T2 es inferior a Ms-20 °C; en consecuencia, el enfriamiento Vr1 provoca la aparición de una bainita formada a baja temperatura y de martensita, asociadas con un alargamiento insuficiente.
[0074] El acero R1 tiene un contenido en (silicio+aluminio) insuficiente, la temperatura de mantenimiento T2 es inferior a Ms-20 °C. Debido al contenido insuficiente en (Si+Al), la cantidad de islas M-A formada es insuficiente para obtener una resistencia superior o igual a 1.200 MPa.
[0075] Los aceros R2 y R3 tienen contenidos de carbono, manganeso, silicio+aluminio, insuficientes. La cantidad de compuestos M-A formados es inferior a 10 %. Además, la temperatura de recocido T1 inferior a Ac3 conduce a un contenido excesivo de ferrita proeutectoide y cementita, y a una resistencia insuficiente.
[0076] El acero R4 tiene un contenido insuficiente en (Si+Al). La velocidad de enfriamiento Vr1 es particularmente demasiado baja. El enriquecimiento de la austenita en carbono en el enfriamiento es entonces insuficiente para permitir la formación de martensita y para obtener propiedades de resistencia y de alargamiento incluidas por la invención.
[0077] El acero R5 también presenta un contenido insuficiente en (Si+Al). La velocidad de enfriamiento insuficientemente rápida tras el recocido conduce a un contenido excesivo de ferrita proeutectoide y a una resistencia mecánica insuficiente.
[0078] Partiendo del procedimiento de fabricación de la chapa de acero I2-a, una chapa de acero I2-d se fabricó según un procedimiento que presenta características idénticas, excepto para la temperatura Ti igual a 830 °C, o la temperatura Ac3. En el caso en que Ti es igual a Ac3 , la aptitud a la expansión del orificio cónico es 25 %. Cuando la temperatura Ti es igual a 850 °C (Ac3+20 °C), la aptitud a la expansión se incrementa hasta 31 %.
[0079] De este modo, la invención permite la fabricación de chapas de acero que combina una resistencia muy alta y una ductilidad elevada. Las chapas de aceros según la invención se utilizan de manera beneficiosa para la fabricación de piezas estructurales o de elementos de refuerzo en el campo de la automoción y la industria general.

Claims (13)

REIVINDICACIONES
1. Chapa de acero laminada en frío y recocida con una resistencia superior a 1.200 MPa y alargamiento a la rotura superior a 8 %, cuya composición comprende, estando los contenidos expresados en peso:
0,10% < C < 0,25%
1 % < Mn<3%
Al > 0,010%
1,2% < Si < 1,8%
S < 0,015%
P < 0,1%
N < 0,008%,
quedando entendido que
1,2% < Si+Al < 3%,
Mo < 0,25%
Cr < 1,65%
quedando entendido que
Cr+(3 x Mo) > 0,3%
B = 0%,
donde la composición posiblemente comprende:
0,05% < V < 0,15%
Ti en una cantidad tal que Ti/N > 4 y Ti < 0,040%,
estando formado el resto de la composición por hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición, comprendiendo la microestructura de dicho acero de 65 a 90% de bainita, estando el balance formado por islas de martensita y austenita residual.
2. Chapa de acero laminada en frío y recocida con una resistencia superior a 1.400 MPa, alargamiento a la rotura superior a 8 %, caracterizada porque contiene
0,10% < C < 0,25%
1 % < Mn<3%
Al > 0,010%
1,2% < Si < 1,8%
S < 0,015%
P < 0,1%
N < 0,008%,
quedando entendido que
1,2% < Si+Al < 3%,
Mo < 0,25%
Cr < 1,65%
quedando entendido que
Cr+(3 x Mo) > 0,3%
B = 0%,
donde la composición posiblemente comprende:
0,05% < V < 0,15%
B < 0,005%
Ti en una cantidad tal que Ti/N > 4 y Ti < 0,040%,
estando formado el resto de la composición por hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición, comprendiendo la microestructura de dicho acero de 45 a 65 % de bainita, siendo constituido el balance en islas de martensita y austenita residual.
3. Chapa de acero laminada en frío y recocida con una resistencia superior a 1.600 MPa, alargamiento a la rotura superior a 8 %, caracterizada porque contiene
0,10% < C < 0,25%
1 % < Mn<3%
Al > 0,010%
1,2% < Si < 1,8%
S < 0,015%
P < 0,1%
N < 0,008%,
quedando entendido que
1,2% < Si+Al < 3%,
Mo < 0,25%
Cr < 1,65%
quedando entendido que
Cr+(3 x Mo) > 0,3%
0,0005% < B < 0,003%,
donde la composición posiblemente comprende:
0,05% < V < 0,15%
Ti en una cantidad tal que Ti/N > 4 y Ti < 0,040%,
estando formado el resto de la composición por hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición, comprendiendo la microestructura de dicho acero de 15 a 45 % de bainita, siendo constituido el balance de martensita y austenita residual.
4. Chapa de acero según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada porque la composición de dicho acero contiene, siendo el contenido expresado en peso:
0,19% < C < 0,23%
5. Chapa de acero según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizada porque la composición de dicho acero contiene, siendo el contenido expresado en peso:
1,5% < Mn < 2,5%
6. Chapa de acero según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque la composición de dicho acero contiene, siendo el contenido expresado en peso:
1,2% < Al < 1,8%
7. Chapa de acero según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizada porque la composición de dicho acero contiene, siendo el contenido expresado en peso:
0,12% < V < 0,15%
0,004% < N < 0,008%
8. Chapa de acero según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizada porque la composición de dicho acero contiene, siendo el contenido expresado en peso:
0,12% < V <0,15%
9. Chapa de acero según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizada porque el tamaño medio de dichas islas de martensita y austenita residual es inferior a 1 micrómetro, y la distancia media entre dichas islas es inferior a 6 micrómetros.
10. Procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en frío con una resistencia superior a 1.200 MPa, alargamiento a la rotura superior a 10%, según el cual:
- se suministra un acero cuya composición comprende, siendo el contenido expresado en peso:
0,10% < C < 0,25%
1 % < Mn<3%
Al > 0,010%
1,2% < Si < 1,8%
S < 0,015%
p < 0,1%
N < 0,008%,
quedando entendido que
1,2% < Si+Al < 3%,
Mo < 0,005%
Cr < 0,005%
B = 0%,
comprendiendo posiblemente la composición:
0,05% < V < 0,15%
Ti en una cantidad tal que Ti/N > 4 y Ti < 0,040%,
estando formado el resto de la composición por hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición, a continuación
- se procede a la colada de un producto semiacabado a partir de este acero, a continuación - se lleva dicho producto semiacabado a una temperatura superior a 1.150 °C, a continuación - se lamina en caliente dicho producto semiacabado para obtener una chapa laminada en caliente, a continuación
- se bobina dicha chapa, a continuación
- se decapa dicha chapa laminada en caliente, a continuación
- se lamina en frío dicha chapa con una tasa de reducción comprendida entre 30 y 80 % con el fin de obtener una chapa laminada en frío, a continuación
- se calienta dicha chapa laminada en frío a una velocidad Vc comprendida entre 5 y 15 °C/s hasta una temperatura T1 comprendida entre Ac3 y Ac3+20 °C, durante un tiempo t1 comprendido entre 50 y 150 s, a continuación dicha chapa se enfría a una velocidad Vr1 superior a 40 °C/s e inferior a 100 °C/s hasta una temperatura T2 comprendida entre (Ms-30 °C y Ms+30 °C), se mantiene dicha chapa a dicha temperatura T2 durante un tiempo t2 comprendido entre 150 y 350 s, a continuación se efectúa un enfriamiento a una velocidad VR2 inferior a 30 °C/s hasta la temperatura ambiente.
11. Procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en frío con una resistencia superior a 1.200 MPa, alargamiento a la rotura superior a 8 %, según el cual:
- se suministra un acero de composición según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, los contenidos de Mo y Cr son tales que Mo < 0,25 %, Cr < 1,65 %, quedando entendido que: Cr+(3 x Mo) >0,3 %, a continuación
- se procede a la colada de un producto semiacabado a partir de este acero, a continuación - se lleva dicho producto semiacabado a una temperatura superior a 1.150 °C, a continuación - se lamina en caliente dicho producto semiacabado para obtener una chapa laminada en caliente, a continuación
- se bobina dicha chapa, a continuación
- se decapa dicha chapa laminada en caliente, a continuación
- se lamina en frío dicha chapa con una tasa de reducción comprendida entre 30 y 80 % con el fin de obtener una chapa laminada en frío, a continuación
- se calienta dicha chapa laminada en frío a una velocidad Vc comprendida entre 5 y 15 °C/s hasta una temperatura T1 comprendida entre Ac3 y Ac3+20 °C, durante un tiempo t1 comprendido entre 50 y 150 s, a continuación se enfría dicha chapa a una velocidad Vr1 superior a 25 °C/s e inferior a 100 °C/s hasta una temperatura T2 comprendida entre Bs y (Ms-20 °C), se mantiene dicha chapa a dicha temperatura T2 durante un tiempo t2 comprendido entre 150 y 350 s, a continuación se efectúa un enfriamiento a una velocidad Vr2 inferior a 30 °C/s hasta la temperatura ambiente.
12. Procedimiento de fabricación según la reivindicación 10, caracterizado porque la temperatura T1 está comprendida entre Ac3+10 °C y Ac3+20 °C.
13. Uso de una chapa de acero laminada en frío y recocida según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, o fabricada por un procedimiento según una cualquiera de las reivindicaciones 10 a 12 para la fabricación de piezas estructurales o elementos de refuerzo, en el campo automovilístico.
ES08805523T 2007-05-11 2008-04-28 Procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío y recocidas con una resistencia muy alta, y chapas producidas de tal forma Active ES2655476T5 (es)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR2007290598 2007-05-11
WOPCT/FR2007/290598 2007-05-11
EP07290598A EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2007-05-11 Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
PCT/FR2008/000609 WO2008145871A2 (fr) 2007-05-11 2008-04-28 Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites

Publications (2)

Publication Number Publication Date
ES2655476T3 ES2655476T3 (es) 2018-02-20
ES2655476T5 true ES2655476T5 (es) 2022-09-29

Family

ID=38596874

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES08805523T Active ES2655476T5 (es) 2007-05-11 2008-04-28 Procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío y recocidas con una resistencia muy alta, y chapas producidas de tal forma

Country Status (16)

Country Link
US (4) US20100307644A1 (es)
EP (2) EP1990431A1 (es)
JP (1) JP5398701B2 (es)
KR (1) KR101523395B1 (es)
CN (1) CN101765668B (es)
AR (1) AR066508A1 (es)
BR (1) BRPI0821572B1 (es)
CA (1) CA2686940C (es)
ES (1) ES2655476T5 (es)
HU (1) HUE035549T2 (es)
MA (1) MA31555B1 (es)
MX (1) MX2009011927A (es)
PL (1) PL2155915T5 (es)
RU (1) RU2437945C2 (es)
WO (1) WO2008145871A2 (es)
ZA (1) ZA200907430B (es)

Families Citing this family (52)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN101928875A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US20130192726A1 (en) * 2010-10-12 2013-08-01 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of hot forming a steel blank and the hot formed part
UA112771C2 (uk) * 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
CA2841064C (en) 2011-07-06 2016-07-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet and process for producing same
US9115416B2 (en) 2011-12-19 2015-08-25 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability
PL2803744T3 (pl) * 2012-01-13 2018-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno i sposób jej wytwarzania
JP5382278B1 (ja) 2012-01-13 2014-01-08 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP2013209728A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5860333B2 (ja) * 2012-03-30 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板
IN2014DN08618A (es) * 2012-04-10 2015-05-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
JP2014019928A (ja) * 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
EP2690184B1 (de) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN102766807A (zh) * 2012-07-31 2012-11-07 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含硼贝氏体钢板及其制造方法
AU2013314787A1 (en) * 2012-09-14 2015-04-30 Ilsenburger Grobblech Gmbh Steel alloy for a low-alloy, high-strength steel
WO2015011511A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
DE102013013067A1 (de) * 2013-07-30 2015-02-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa und verbesserten Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
EP2840159B8 (de) 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
KR20180104199A (ko) * 2014-02-05 2018-09-19 아르셀러미탈 열간 성형 가능하고, 공기 경화 가능하고, 용접 가능한 스틸 시트
CN103952635B (zh) * 2014-05-13 2016-09-14 东北特钢集团北满特殊钢有限责任公司 含锰硅的高强钢及其制备方法
MX2016015400A (es) 2014-05-29 2017-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero tratado con calor y metodo para producir el mismo.
CN104018069B (zh) * 2014-06-16 2016-01-20 武汉科技大学 一种高性能低碳含Mo贝氏体钢及其制备方法
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
WO2016001704A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001708A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
WO2016132165A1 (fr) * 2015-02-19 2016-08-25 Arcelormittal Procede de fabrication d'une piece phosphatable a partir d'une tole revetue d'un revetement a base d'aluminium et d'un revetement de zinc
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
WO2017126678A1 (ja) * 2016-01-22 2017-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2018115936A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115933A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018215813A1 (en) * 2017-05-22 2018-11-29 Arcelormittal Method for producing a steel part and corresponding steel part
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2018234839A1 (en) * 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal ZINC COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH POINTS WELDABILITY
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019122963A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN109576579A (zh) * 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
RU2768717C1 (ru) * 2018-11-30 2022-03-24 Арселормиттал Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
CN109894812B (zh) * 2019-02-13 2021-09-24 舞阳钢铁有限责任公司 一种小单重坯料生产Cr-Mo钢板的方法
CN112159931B (zh) * 2020-09-28 2022-08-12 首钢集团有限公司 一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法
CN113215493B (zh) * 2021-05-11 2022-01-07 北京理工大学 一种高强度榴弹弹钢及其制备方法
CN113403533B (zh) * 2021-05-28 2022-04-12 广西柳钢华创科技研发有限公司 高速棒材生产hrb500e螺纹钢筋的方法及高速棒材生产的hrb500e螺纹钢筋
CN113699456B (zh) * 2021-09-01 2022-06-21 山东盛阳金属科技股份有限公司 一种254SMo超级奥氏体不锈钢热连轧板卷生产工艺
CN115261704B (zh) * 2022-07-29 2023-01-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 中等强度热轧贝氏体钢轨制造方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04350121A (ja) * 1991-05-27 1992-12-04 Nippon Steel Corp 高温強度特性がすぐれた鋼板の製造方法
FR2729974B1 (fr) 1995-01-31 1997-02-28 Creusot Loire Acier a haute ductilite, procede de fabrication et utilisation
JPH0925538A (ja) * 1995-05-10 1997-01-28 Kobe Steel Ltd 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JPH09263838A (ja) * 1996-03-28 1997-10-07 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP3450985B2 (ja) * 1997-04-10 2003-09-29 新日本製鐵株式会社 形状が良好で曲げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2001226741A (ja) * 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001267386A (ja) 2000-03-22 2001-09-28 Sony Corp 半導体装置用テスト回路
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4304350B2 (ja) 2002-08-20 2009-07-29 雅則 平野 ポリヌクレオチドの合成方法
FR2847271B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP4068950B2 (ja) 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP2005168405A (ja) * 2003-12-11 2005-06-30 Ajinomoto Co Inc ジペプチドの製造方法
US7591977B2 (en) * 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
ATE426686T1 (de) * 2004-04-22 2009-04-15 Kobe Steel Ltd Hochfestes und kaltgewaltzes stahlblech mit hervorragender verformbarkeit und plattiertes stahlblech
JP4254663B2 (ja) * 2004-09-02 2009-04-15 住友金属工業株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2006089775A (ja) * 2004-09-21 2006-04-06 Nisshin Steel Co Ltd 耐久性に優れたタイヤ中子の製造方法
CA2531615A1 (en) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property
RU2292404C1 (ru) 2005-07-15 2007-01-27 Открытое акционерное общество "Северсталь" Способ производства полос для изготовления труб
JP4772496B2 (ja) * 2005-12-27 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
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

Also Published As

Publication number Publication date
CN101765668B (zh) 2011-12-21
EP2155915B1 (fr) 2017-10-25
ES2655476T3 (es) 2018-02-20
PL2155915T3 (pl) 2018-03-30
CN101765668A (zh) 2010-06-30
WO2008145871A3 (fr) 2009-02-19
KR20100016438A (ko) 2010-02-12
US10612106B2 (en) 2020-04-07
CA2686940C (fr) 2014-01-21
JP5398701B2 (ja) 2014-01-29
EP2155915B2 (fr) 2022-04-27
KR101523395B1 (ko) 2015-05-27
EP1990431A1 (fr) 2008-11-12
BRPI0821572B1 (pt) 2019-10-01
RU2437945C2 (ru) 2011-12-27
RU2009145940A (ru) 2011-06-20
WO2008145871A8 (fr) 2019-09-06
US20160355900A1 (en) 2016-12-08
US20200032366A1 (en) 2020-01-30
AR066508A1 (es) 2009-08-26
CA2686940A1 (fr) 2008-12-04
BRPI0821572A2 (pt) 2015-06-16
JP2010526935A (ja) 2010-08-05
MX2009011927A (es) 2009-11-18
US20100307644A1 (en) 2010-12-09
PL2155915T5 (pl) 2022-09-05
WO2008145871A2 (fr) 2008-12-04
HUE035549T2 (en) 2018-05-28
ZA200907430B (en) 2010-07-28
US11414722B2 (en) 2022-08-16
EP2155915A2 (fr) 2010-02-24
US20220136078A1 (en) 2022-05-05
MA31555B1 (fr) 2010-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2655476T5 (es) Procedimiento de fabricación de chapas de acero laminadas en frío y recocidas con una resistencia muy alta, y chapas producidas de tal forma
CN108463340B (zh) 具有优异的可成形性的高强度钢板及其制造方法
KR102325721B1 (ko) 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법
US10870902B2 (en) Cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
KR102325717B1 (ko) 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법
CA3047696C (en) High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
EP3399062B1 (en) High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and method for manufacturing same
CN108350542B (zh) 具有优异的拉伸凸缘成形性的热轧高强度可轧制成形钢片材和制造所述钢的方法
US9963756B2 (en) Method for production of martensitic steel having a very high yield point and sheet or part thus obtained
US11401595B2 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
KR20150031407A (ko) 냉간-압연 평탄형 강 제품 및 그 제조 방법
KR101736632B1 (ko) 항복강도 및 연성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20170070230A (ko) 고강도 고연성 강판
KR20130058044A (ko) 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6610113B2 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
KR102098482B1 (ko) 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
US20210262069A1 (en) Flat Steel and Method for Producing Same
KR101657842B1 (ko) 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101115739B1 (ko) 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법
JP7270042B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP7244715B2 (ja) 耐久性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
CA3163313A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof