ES2278044T5 - Una composición de acero de ultra alta resistencia, el proceso de fabricación de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto obtenido - Google Patents

Una composición de acero de ultra alta resistencia, el proceso de fabricación de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto obtenido Download PDF

Info

Publication number
ES2278044T5
ES2278044T5 ES02764409.5T ES02764409T ES2278044T5 ES 2278044 T5 ES2278044 T5 ES 2278044T5 ES 02764409 T ES02764409 T ES 02764409T ES 2278044 T5 ES2278044 T5 ES 2278044T5
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
temperature
substrate
product
maximum
hot
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
ES02764409.5T
Other languages
English (en)
Other versions
ES2278044T3 (es
Inventor
Sven Vandeputte
Christophe Mesplont
Sigrid Jacobs
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 France SA
Original Assignee
ArcelorMittal France 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=8185014&utm_source=***_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=ES2278044(T5) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by ArcelorMittal France SA filed Critical ArcelorMittal France SA
Publication of ES2278044T3 publication Critical patent/ES2278044T3/es
Application granted granted Critical
Publication of ES2278044T5 publication Critical patent/ES2278044T5/es
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Electroplating And Plating Baths Therefor (AREA)

Description

5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
DESCRIPCION
Una composicion de acero de ultra alta resistencia, el proceso de fabricacion de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto obtenido
Campo de la invencion.
La presente invencion se relaciona con una composicion de acero de ultra alta resistencia, con el proceso de fabricacion de un producto de acero de ultra alta resistencia, y con el producto final de dicho proceso.
Estado de la tecnica.
En la industria automotor existe la necesidad de la reduccion del peso, lo que supone el uso de materiales de alta resistencia de manera que se pueda disminuir el grosor de las partes sin detrimento de los requerimientos funcionales y de seguridad. Los productos de laminas de acero de ultra alta resistencia (UHSS) que tienen una buena formabilidad pueden proporcionar la solucion para este problema.
Varios documentos describen tales productos UHSS. Mas particularmente, el documento DE19710125 describe un metodo para fabricar un fleje de acero ductil altamente resistente (superior a 900MPa) con (en% en masa) 0,1 hasta 0,2% de C, 0,3 hasta 0,6% de Si, 1,5 hasta 2,0% de Mn, max. 0,08% de P, 0,3 hasta 0,8% de Cr, hasta 0,4% de Mo, hasta 0,2% de Ti y/o de Zr, hasta 0,08% de Nb. El material es producido como un fleje laminado enrollada caliente. Sin embargo, una desventaja de este proceso es que para grosores pequenos (por ejemplo mas pequenos que 2mm), las fuerzas del laminado se incrementan de manera drastica, lo que plantea un lfmite para las posibles dimensiones que pueden ser fabricadas. La razon de este lfmite es la muy alta resistencia de este material no solo en el producto final sino tambien a las temperaturas en el tren de acabado del laminador en caliente. Tambien es conocido que el alto contenido de Si provoca problemas en la calidad de la superficie debido a la presencia de oxidos de Si los cuales despues del decapado crean una superficie con una aspereza muy alta e irregularte. Ademas, con el fin de la proteccion contra la corrosion, el galvanizado en bano de solucion alcalina caliente de tal sustrato de alto contenido de Si por lo general conduce a una apariencia de la superficie insuficiente para las aplicaciones en el campo automotor, con ademas un riesgo alto de la presencia de manchas debido a zonas con falta de pintura en la superficie.
El documento JP09176741 describe la fabricacion de un fleje de acero laminado en caliente de alta tenacidad con excelentes caractensticas de homogeneidad y fatiga. El acero tienen una composicion que contiene (en% en masa), <0,03% de C, <0,1% de Al, 0,7 hasta 2,0% de Cu, 0,005 hasta 0,2% de Ti, 0,0003 hasta 0,0050% de B y <0,0050% de N. El producto laminado en caliente tienen una estructura en la cual el% en volumen baimtico es mayor que el 95% y el% en volumen martensttico es <2%. Las desventajas de esta invencion son ademas de los grosores limitados que pueden ser fabricados en el laminador de flejes en caliente como fue explicado anteriormente, tambien el uso de una cantidad sustancial de Cu como elemento de aleacion. Este elemento es solamente usado para productos particulares y generalmente no es deseado en las composiciones usadas por ejemplo en aceros de embuticion profunda, aceros estructurales y aceros de alta resistencia clasicos para las aplicaciones en el campo automotor. De esta forma, la presencia de Cu hace la administracion y logfstica de la chatarra mucho mas diffcil en las plantas de produccion de acero si la mayona de la gama de productos contiene grados donde el Cu tiene que ser limitado a un nivel de impureza bajo. Ademas, se conoce que el cobre deteriora considerablemente la tenacidad de la zona afectada por el calor despues de la soldadura y de esta forma deteriora la soldabilidad. Esto tambien esta asociado frecuentemente con problemas de escasez de calor.
El documento EP0019193 describe el metodo de fabricar un acero de fase dual que contiene mayormente ferrita de granos finos con granos de martensita dispersos entre ellos. La composicion comprende 0,05-0,2% de C, 0,5-2,0% de Si, 0,5-1,5% de Mn, 0-1,5% de Cr, 0-0,15% de V, 0-0,15% de Mo, 0-0,04% de Ti, 0-0,02% de Nb. La produccion de dicho acero es realizada manteniendo la temperatura del fleje de acero laminado en caliente bobinado dentro del rango de 800-650°C por un periodo de tiempo de mas de un minuto, desembobinando el fleje de acero y enfriando el fleje de acero hasta una temperatura por debajo de 450°C a una velocidad que excede los 10°C/s. Se describe que cambiando la cantidad de martensita desde 5 a 25%, la resistencia a la traccion puede ser variada entre 400 y 1400MPa y el alargamiento entre 40 y 10%. Las desventajas son nuevamente que solamente son considerados los productos laminados en caliente asf como el alto contenido de Si el cual plantea problemas para el galvanizado en bano de solucion alcalina caliente.
El documento EP861915 describe un acero de alta resistencia a la traccion y alta tenacidad y el metodo para fabricarlo. La resistencia a la traccion no es menor que 900MPa, y la composicion consiste de (en% en masa) 0,020,1% de C, Si<0,6%, Mn 0,2-2.5%, 1,2<Ni<2.5%, 0,01-0,1% de Nb, 0,005-0,03% de Ti, 0,001-0,006% de N, 0-0,6% de Cu, 0-0,8% de Cr, 0-0,6% de Mo, 0-0,1% de V. Tambien se considera la adicion del boro. La microestructura del acero puede ser una estructura mezclada de martensita (M) y bainita inferior (LB) que ocupa al menos el 90% en volumen de la microestructura, la LB ocupando al menos el 2% en volumen en la estructura mezclada, y la relacion de dimensiones de los granos de austenita anteriores no es menos que 3. La produccion de tal acero consiste en calentar un bloque de acero hasta una temperatura desde 1000°C hasta 1250°C; laminar el bloque de acero en una plancha de acero de manera que el mdice de reduccion acumulado de la austenita en la zona de temperatura de no recristalizacion no sea menos que el 50%; terminar el laminado a una temperatura por encima del punto Ar3; y enfriar la plancha de acero desde la temperatura por encima del punto Ar3 hasta una temperatura de no mayor que
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
500°C a una velocidad de enfriamiento de desde 10°C/seg hasta 45°C/seg medida en el centro en la direccion del grosor de la plancha de acero. Las desventajas de esta invencion son la adicion de una cantidad sustancial de Ni lo que esta muy lejos de ser usado frecuentemente en las plantas de produccion de acero de carbono clasico (planteando los mismos problemas de administracion de la chatarra que con el Cu en los documento previos citados) asf como la limitacion al laminado en caliente.
El documento WO9905336 describe un acero que contiene boro soldable de ultra alta resistencia con una tenacidad superior. La resistencia a la traccion es al menos 900MPa y la microestructura esta compuesta predominantemente de bainita inferior de grano fino, martensita en lajas de grano fino, o mezclas de las mismas. La composicion consiste (en% en masa) de alrededor de 0,03% hasta alrededor de 0,10% de C, alrededor de 1,6% hasta alrededor de 2,1% de Mn, alrededor de 0,01% hasta alrededor de 0,10% de Nb, alrededor de 0,01% hasta alrededor de 0,10% de V, alrededor de 0,2% hasta alrededor de 0,5% de Mo, alrededor de 0,005% hasta alrededor de 0,03% de Ti, alrededor de 0,0005% hasta alrededor de 0,0020% de B. El acero que contiene boro esta compuesto adicionalmente de al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste de (i) 0% en peso hasta alrededor de 0,6% en peso de Si, (ii) 0% en peso hasta alrededor de 1,0% en peso de Cu, (iii) 0% en peso hasta alrededor de 1,0% en peso de Ni, (iv) 0% en peso hasta alrededor de 1,0% en peso de Cr, (v) 0% en peso hasta alrededor de 0,006% en peso de Ca, (vi) 0% en peso hasta alrededor de 0,06% en peso de Al, (vii) 0% en peso hasta alrededor de 0,02% en peso de REM, y (viii) 0% en peso hasta alrededor de 0,006% en peso de Mg. Nuevamente, el procesamiento esta limitado al laminado en caliente solo, seguido por el enfriamiento rapido hasta una temperatura de parada del enfriamiento rapido y subsiguiente enfriamiento con aire. El costo de este analisis es tambien bastante alto debido a los grandes contenidos de Mo y V que son aplicados.
A partir del artfculo de C. Mesplont et al.: "Developement of High-Strength Bainitic Steels for Automotive Applications" presentado en la 41a MSWP Conf. Proc., ISS, vol XXXVII, 1999, pags. 515-524 es conocido desarrollar acero baimtico laminado en caliente, conformable, de alta resistencia (TS > 1000MPa). Se estudio el efecto de alear elementos (C, P, B, Si, Cr, Mo y Nb) y el tratamiento termo-mecanico con vistas a formar una microestructura predominantemente baimtica o una microestructura de bainita-martensita doble.
Objetivos de la invencion
Es un objetivo de la presente invencion proporcionar un producto de acero de ultra alta resistencia (UHSS), producido por laminado en fno y recocido y posiblemente seguido por recubrimiento de zinc electrolttico o galvanizado en bano de solucion alcalina caliente, para tener un producto de UHSS disponible a grosores bajos lo que no es posible o muy diffcil de producir mediante el laminado en caliente.
Sumario de la invencion
La presente invencion se relaciona con un producto de acero de ultra alta resistencia de acuerdo con reivindicacion 1.
Tres realizaciones espedficas estan relacionadas con el mismo producto, pero teniendo tres sub rangos diferentes para el carbono: respectivamente 1200-2500ppm, 1200—1700ppm y 1500-1700ppm.
Igualmente, dos realizaciones espedficas estan relacionadas con el mismo producto, pero teniendo los siguientes sub rangos de fosforo: respectivamente 200-400ppm y 250-350ppm.
Finalmente, dos realizaciones espedficas mas estan relacionadas con el mismo producto, pero teniendo los siguiente sub rangos para el Nb: respectivamente 250-550ppm y 450-550ppm.
La invencion se relaciona igualmente con un proceso de acuerdo con reivindicacion 12, 13 o 14.
Un sustrato laminado en fno de acuerdo con invencion puede tambien someterse a una reduccion por enderezado de maximo 2%. En lugar de un galvanizado en bano de solucion alcalina caliente, el sustrato laminado en fno puede ser sometido a una etapa de recubrimiento de zinc electrolttico.
Un producto de acero de acuerdo con invencion puede tener un endurecimiento por recocido BH2 mayor que 60MPa en ambas direcciones, longitudinal y transversal.
Breve descripcion de los dibujos
La Fig. 1 esta describiendo la microestructura general de un producto laminado en caliente de acuerdo con presente divulgacion.
La Fig. 2 esta describiendo un ejemplo de la microestructura detallada del producto de la Fig. 1.
Las Figs. 3 y 4 estan describiendo la microestructura de un producto laminado en fno y recocido de acuerdo con presente invencion.
Descripcion detallada de las realizaciones preferidas
De acuerdo con presente invencion un producto de acero de ultra alta resistencia es propuesto, que tiene la siguiente composicion. La aplicacion de los rangos mas amplios que son indicados, sera posible, en combinacion con los parametros correctos del proceso, para que resulte en productos que tienen una microestructura multi-fase
3
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
deseada, buena soldabilidad asf como excelentes propiedades mecanicas. Los rangos estan relacionados con rangos estrechos de las propiedades mecanicas, por ejemplo una resistencia mmima a la traccion garantizada de 1000MPa, o con requerimientos mas rigurosos sobre la soldabilidad (maximo del rango de C, ver el parrafo a continuacion).
C: entre 1000ppm y 2500ppm. Un primer sub rango preferido es 1200-2500ppm. Un segundo sub rango preferido es 1200-1700ppm. Un tercer sub rango preferido es1500-1700ppm. El contenido mmimo de carbono es necesario para asegurar el nivel de resistencia ya que el carbono es el elemento mas importante para la templabilidad. El maximo del rango reivindicado esta relacionado con la soldabilidad. El efecto del C en las propiedades mecanicas es ilustrado por medio de las composiciones ejemplares A, B y C (tablas 1, 13, 14, 15).
Mn: entre 12000ppm y 20000ppm, preferiblemente entre 15000-17000ppm. El Mn es anadido para incrementar la templabilidad a bajo costo y esta limitado al maximo reivindicado para asegurar la capacidad del recubrimiento. Tambien incrementa la resistencia a traves del fortalecimiento de la solucion solida.
Si: entre 1500ppm y 3000ppm, preferiblemente entre 2500-3000ppm. El Si es conocido para incrementar el grado de redistribucion del carbono en la austenita y retarda la descomposicion de la austenita. Suprime la formacion de carburos y contribuye a la resistencia total. El maximo del rango reivindicado esta relacionado con la capacidad para realizar el galvanizado en bano de solucion alcalina caliente, mas particularmente en terminos de humectabilidad, adhesion del recubrimiento y apariencia de la superficie.
P: de acuerdo a una primera realizacion de la invencion, el contenido de P esta entre 100ppm y 500ppm. Un primer sub rango preferido es 200-400ppm. Un segundo sub rango preferido es 250-350ppm. El P contribuye a la resistencia total por medio del fortalecimiento de la solucion solida y, como el Si, puede tambien estabilizar la fase austenita antes que ocurra la transformacion final.
De acuerdo a una segunda realizacion de la invencion, el contenido de P esta entre 500 y 600ppm, en combinacion con los rangos de la invencion para los otros elementos de aleacion mencionados en esta descripcion. Las composiciones ejemplares D y E (tablas 16/17) ilustran el efecto del P sobre las propiedades mecanicas.
S: menor que 50ppm. El contenido de S tiene que ser limitado debido a que un nivel de inclusion demasiado alto puede deteriorar la formabilidad.
Ca: entre 0 y 50ppm: el acero tiene que ser tratado con Ca para tener el azufre remanente unido en CaS esferico en lugar de MnS el cual tiene un efecto perjudicial para las propiedades de deformabilidad despues del laminado (el MnS alargado facilmente conduce a la iniciacion de la fisura).
N menor que 100ppm
Al: entre 0 y 1000ppm. El Al es solamente anadido para propositos de desoxidacion antes de que el Ti y el Ca sean anadidos de manera que estos elementos no se pierdan en oxidos y puedan cumplir su pretendido papel.
B: entre 10 y 35ppm, preferiblemente entre 20 y 30ppm. El boro es un elemento importante para la templabilidad para ser capaz de de lograr resistencias a la torsion mayores que 1000MPa. El boro desplaza de manera muy efectiva la region de la ferrita hacia tiempos mas grandes en el diagrama de temperatura-tiempo-transformacion.
Tifactor=Ti-3,42N+10: entre 0 y 400ppm, preferiblemente entre 50 y 200ppm. El Ti es anadido para unir todo el N de manera que el B pueda cumplir totalmente su papel. De otra forma parte del B puede ser unido en BN con una perdida en la templabilidad como consecuencia. El contenido maximo del Ti esta limitado para limitar la cantidad de los precipitados que contienen Ti-C los cuales anaden nivel de resistencia pero hacen decrecer demasiado la formabilidad.
Nb: entre 200ppm y 800ppm. Un primer sub rango preferido es 250-550ppm. Un segundo sub rango preferido es 450-550ppm. El Nb retarda la recristalizacion de la austenita y limita el crecimiento del grano a traves de la precipitacion de carburos finos. En combinacion con el B evita el crecimiento de precipitados grandes de Fe23(CB)6 en el contorno de los granos de austenita de manera que B se mantiene libre para realizar su influencia en el endurecimiento. Los granos mas finos tambien contribuyen al incremento de la resistencia mientras mantienen buenas propiedades de ductilidad hasta un cierto nivel. La nucleacion de la ferrita es mejorada debido a la tension acumulada en la austenita bajo la temperatura de no-recristalizacion de la austenita. Se encontro que un incremento del Nb por encima de 550ppm no incrementa mas el nivel de resistencia. Contenidos menores de Nb traen la ventaja de fuerzas de laminado menores, especialmente en el laminador en caliente, lo cual incrementa la ventana dimensional que un productor de acero puede garantizar.
Cr: entre 2500ppm y 7500ppm, preferiblemente entre 2500 y 5000ppm debido a rezones del galvanizado en bano de solucion alcalina caliente ya que el Cr>0,5% se sabe que perjudica la humectabilidad a traves de la formacion de oxido de Cr en la superficie. El Cr disminuye la temperatura de inicio de la formacion de la bainita y conjuntamente con el B, el Mo y el Mn permite el aislamiento de la region de la bainita.
Mo: entre 1000ppm y 2500ppm, preferiblemente entre 1600 y 2000ppm. El Mo contribuye a la resistencia, disminuye la temperatura de inicio de la formacion de la bainita y disminuye las velocidades de enfriamiento cntico para la formacion de la bainita.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
El balance de la composicion es satisfecho por el hierro e impurezas incidentales.
Para limitar el S al maximo de 50ppm para disminuir la cantidad de inclusiones, y para evitar la formacion de MnS, el acero es tratado con Ca. El S y el Ca remanente pueden entonces encontrarse en CaS esferico el cual es mucho menos perjudicial para las propiedades de deformabilidad que el MnS. Ademas, el Si esta limitado comparado con los aceros existentes, lo que asegura el galvanizado para los productos laminados en caliente asf como laminados en fno que tienen esta composicion.
La presente invencion esta igualmente relacionada con el proceso de fabricar dicho producto de acero. Este proceso comprende las etapas de:
- preparar un bloque de acero que tiene una composicion de acuerdo con invencion, tal como se definio anteriormente,
- si es necesario, recalentar dicho bloque a una temperatura mayor que 1000°C, preferiblemente por encima de 1200°C para disolver los carburos de niobio de manera tal que el Nb pueda jugar completamente su papel. El recalentamiento del bloque puede ser innecesario si la fundicion es seguida en lmea por medio de las instalaciones de laminado en caliente.
- laminar en caliente el bloque, donde la temperatura de laminado final FT en la ultima posicion del laminado en caliente es mayor que la temperatura Ar3. Preferiblemente FT inferiores son usadas (pero aun por encima de Ar3, por ejemplo 750°C) si el alargamiento A80 (medicion de la prueba de traccion de acuerdo con norma EN10002-1) del producto bobonado laminado en caliente tiene que ser incrementado sin alterar la resistencia a la traccion. Comparado con una FT de 850°C un incremento relativo del 10% de A80 puede ser obtenido con una FT de 750°C, pero al costo de fuerzas superiores del laminado final.
- enfriar hasta la temperatura de bobinado CT, preferiblemente mediante enfriamiento continuo hasta la CT, tfpicamente a 40-50°C/s. El enfriamiento escalonado puede tambien ser usado.
- bobinar en el laminador en caliente dicho sustrato a una temperatura de bobinado CT comprendida entre 450°C y 750°C, donde la temperatura de bobinado tiene una influencia importante en las propiedades mecanicas de tanto el producto laminado en caliente asf como del producto despues del laminado en fno y el recocido (ver los ejemplos). En todos los casos la temperatura de bobinado minima preferida esta por encima de 550°C y mayor que la temperatura de inicio de la formacion de la bainita, de manera que la transformacion de la bainita ocurra completamente en la bobina. La temperatura de inicio de la formacion de la bainita Bs es <550°C para la composicion del ejemplo, para velocidades de enfriamiento despues del tren de acabado mayores que 6°C/min. Una temperatura de bobinado justo por encima de la temperatura de inicio de la formacion de la bainita (por ejemplo CT=570-600°C) no implica ningun problema de procesamiento en el laminador en caliente. Bobinar a CT mayores que Bs asegura que el material se transforme en la bobina y no en la mesa de salida. El aislamiento del dominio de la bainita permite de esta forma incrementar la robustez del proceso y de esta manera garantiza una mayor estabilidad de las propiedades mecanicas con relacion a los cambios en las condiciones de enfriamiento.
- decapar el sustrato para remover los oxidos.
De acuerdo con una primera realizacion, la etapa de decapado es seguida por:
- laminar en fno para obtener una reduccion del grosor, por ejemplo 50%,
- recocer hasta una temperatura maxima de estabilizacion termica comprendida entre 720°C y 860°C,
- enfriar con una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s hasta una temperatura de maximo 200°C,
- enfriar finalmente hasta la temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s. Alternativamente, el enfriamiento despues de la etapa de recocido puede ser realizado a una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s hasta una asf llamada temperatura de sobreenvejecimiento de 460°C o menos. En este caso, la lamina es mantenida a esta temperatura por un cierto tiempo, tfpicamente 100200s, antes de proceder al enfriamiento final hasta la temperatura ambiente.
De acuerdo con una segunda realizacion, la etapa de decapado es seguida por:
- laminar en fno el sustrato para obtener una reduccion del grosor, por ejemplo 50%,
- recocer hasta una temperatura maxima de estabilizacion termica comprendida entre 720°C y 860°C,
- enfriar con una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s hasta la temperatura de un bano de zinc,
- galvanizar en bano de solucion alcalina caliente,
- enfriar finalmente hasta la temperatura ambiente.
Ambos procesos de acuerdo con primera y segunda realizacion pueden ser seguidos por una reduccion por enderezado de maximo 2%. El grosor de los sustratos de acero de la invencion despues del laminado en fno puede ser menor que 1mm de acuerdo al grosor de la lamina laminada en caliente inicial y la capacidad del laminador en
5
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
fno para realizar el laminado en fno a un nivel suficientemente alto. De esta forma, los grosores entre 0,3 y 2,0mm son factibles. Preferiblemente no se usa alargamiento nivelador/enderezado para tener una relacion Re/Rm menor y mayor potencial de endurecimiento por deformacion del material.
La maxima temperatura de estabilizacion termica preferida durante la etapa de recocido es dependiente de la temperatura de bobinado aplicada y las propiedades mecanicas que se pretenden alcanzar: temperaturas superiores de bobinado conducen al ablandamiento de las bandas calientes (incrementando la cantidad maxima de la reduccion por laminado en fno que puede ser ofrecido en un laminador en fno particular) y para la misma temperatura de estabilizacion termica y velocidad de enfriamiento a niveles de resistencia a la traccion inferiores (ver los ejemplos). Para la misma temperatura de bobinado, una temperatura de estabilizacion termica superior en general incrementara el nivel de resistencia a la traccion con los otros parametros del procesamiento mantenidos constantes.
En el caso de que el producto no sea galvanizado en bano de solucion alcalina caliente, un recubrimiento de Zn electrolftico puede ser aplicado para aumentar la proteccion contra la corrosion.
El producto resultante, laminado en caliente o laminado en fno, tiene una estructura multifase con ferrita, martensita y diferentes tipos de bainita posibles, y posiblemente alguna austenita retenida presente a temperatura ambiente. Propiedades mecanicas espedficas como una funcion de los valores de los parametros del procesamiento son dadas en los ejemplos.
Para temperaturas de bobinado por debajo de 680°C, los productos laminados en caliente mostraron en todos los experimentos de laboratorio y las pruebas industriales que habfan realizado una fluencia continua (el comportamiento de la fluencia sin la presencia de un alargamiento del punto de fluencia o deformacion de Luders), y esto sin la aplicacion de un enderezado.
Tambien el producto laminado en fno mostro en todos los experimentos y pruebas un comportamiento de fluencia continua pero con una relacion de la resistencia a la fluencia con respecto a la resistencia a la traccion Re/Rm generalmente inferior que en el caso del producto laminado en caliente (tfpicamente, el producto laminado en fno tiene una Re/Rm entre 0,40 y 0,70 y el producto laminado en caliente una Re/Rm entre 0,65 y 0,85). Esto significa que el material esta caracterizado por un endurecimiento por deformacion alto: las fuerzas iniciales necesarias para iniciar la deformacion platica pueden ser mantenidas bastante bajas lo que facilita la deformacion inicial del material, pero el material ya alcanza niveles altos de resistencia debido al alto endurecimiento por trabajado despues de algun% de deformacion.
El producto laminado en fno final exhibe una resistencia ultra alta en combinacion con una buena ductilidad: pueden ser producidos materiales no recubiertos, recubiertos de manera electrolftica o galvanizados en bano de solucion alcalina caliente con resistencias a la fluencia Re entre 350MPa y 1150 MPa, resistencias a la traccion Rm entre 800MPa y 1600MPa y alargamientos A80 entre 5% y 17% de acuerdo a valores espedficos de los parametros del proceso, y esto para grosores incluso inferiores a 1,0mm los cuales no son posibles de alcanzar por medio del laminado en caliente solamente en los laminadores en caliente usuales corrientes (mediciones de las propiedades mecanicas de acuerdo con la norma EN10002-1). Los aceros de ultra alta resistencia laminados en fno (basados en otras composiciones) los cuales se encuentran hoy en el mercado y los cuales exhiben una resistencia a la traccion Rm mayor que 1000MPa en general no pueden ser galvanizados en bano de solucion alcalina caliente en vista de por ejemplo su alto contenido de Si o muestran para el mismo nivel de resistencia alargamientos inferiores que los resultados obtenidos con el producto de la invencion.
Ademas, el producto de la invencion exhibe un potencial de endurecimiento por recocido muy grande: los valores BH0 exceden los 30MPa en ambas direcciones, transversal y longitudinal, y el BH2 excede incluso los 100MPa en ambas direcciones (BH0 y BH2 medidas de acuerdo con norma SEW094). Esto significa que para las aplicaciones de caja en blanco durante el curado de la pintura el material incluso obtendra una resistencia a la fluencia superior de manera que la rigidez de la estructura aumente.
Las diferentes microestructuras laminadas en caliente obtenidas despues del bobinado como una funcion de las temperaturas de bobinado aplicadas todas permiten realizar el laminado en fno sin introduccion de fisuras, esto no era esperado de antemano en vista de la ultra alta resistencia del material y la menor deformabilidad como una consecuencia de dicha ultra alta resistencia.
Concerniente a la robustez del proceso, es remarcable hacer notar que la velocidad de enfriamiento despues del recocido puede ser tan baja como 2°C/s, mientras aun proporciona propiedades de ultra alta resistencia. Esto significa que una gran variacion en las dimensiones puede ser producida con propiedades bastante constantes (ver los ejemplos) ya que las dimensiones determinan en la mayona de los casos las velocidades maximas lineales y las velocidades maximas de enfriamiento despues del recocido. En los aceros de alta resistencia clasicos o de ultra alta resistencia con por ejemplo estructuras de fase duales que consisten de ferrita y martensita, usualmente se han tenido que aplicar velocidades de enfriamiento altas (tfpicamente 20-50°C/s), y el rango dimensional que puede ser producido con un solo analisis es mas limitado.
Para grosores grandes donde el laminado en fno no es necesario, el producto decapado laminado en caliente en si mismo puede ser galvanizado en bano de solucion alcalina caliente manteniendo aun las propiedades de ultra alta resistencia pero con la ventaja de una mejor proteccion contra la corrosion. Las propiedades del producto decapado laminado en caliente no recubierto bobinado a por ejemplo CT=585°C y sin enderezado o alargamiento nivelador
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
adicionalmente procesado son tipicamente una Re de 680-770MPa, Rm de 1060-1090MPa y A80 de 11-13%, mientras que despues de pasar el sustrato laminado en caliente una lmea de galvanizado en bano de solucion alcalina caliente (con la zona de estabilizacion termica a por ejemplo 650°C), las propiedades son aun Re de 800- 830MPa, Rm de 970-980MPa y A80 de 10% (mediciones de las propiedades mecanicas de acuerdo con norma EN10002-1).
Las diferentes desventajas descritas anteriormente para las composiciones descritas en las publicaciones del estado de la tecnica no se encuentran cuando se aplica la composicion de la presente invencion: los costes son limitados debido al uso restringido de Mo y la eliminacion de V, los elementos mas inusuales en la produccion de acero de carbono clasico (no inoxidable) como el Cu y el Ni no se usan, y lo mas importante, el Si es limitado para asegurar el galvanizado en bano de solucion alcalina caliente. La apariencia de la superficie del acero laminado en caliente galvanizado en bano de solucion alcalina caliente de la presente divulgacion es suficiente para aplicaciones no expuestas en el campo automotor donde los sustratos con alto contenido de Si en general conducen a una apariencia de la superficie insuficiente para las aplicaciones del campo automotor, con ademas un alto riesgo de la presencia de manchas debido a zonas con falta de pintura en la superficie.
En lo concerniente a la soldabilidad de los aceros de ultra alta resistencia de la presente invencion, la soldadura por puntos (por ejemplo evaluada de acuerdo con norma AFNOR A87-001 con pruebas de traccion cruzada) y la soldadura con laser mostro como resultado una soldabilidad satisfactoria aunque este sea un acero de ultra alta resistencia del cual se esperaban problemas con antelacion.
Descripcion detallada de las realizaciones preferidas - ejemplos
1. Composicion ejemplo A
La Tabla 1 muestra un primer ejemplo de una composicion de una fundicion industrial de un producto de acero de ultra alta resistencia de acuerdo con presente invencion. Debe destacarse en lo que sigue que, todas las propiedades mecanicas de la prueba de traccion mencionadas son medidas de acuerdo con norma EN10002-1, y los valores del endurecimiento por recocido de acuerdo con norma SEW094.
Las etapas del procesamiento fueron:
Recalentamiento del bloque entre 1240-1300°C
Acabado en el laminador en caliente entre 880-900°C
Temperatura de bobinado entre 570-600°C decapado
No enderezado o alargamiento nivelador
Las propiedades mecanicas en diferentes posiciones en la bobina del producto decapado no recubierto resultante estan resumidas en la Tabla 2. Como puede observarse el producto es muy isotropico en sus propiedades mecanicas.
Las propiedades del endurecimiento por recocido despues de 0 y 2% de pre-tension uniaxial del producto resultante se ofrecen en la Tabla 3.
Despues de pasar el material a traves de una lmea de galvanizado en bano de solucion alcalina caliente con una seccion de estabilizacion termica a una temperatura entre 600-650°C donde el material es mantenido entre 40-80s antes de enfriar hasta la temperatura del bano de zinc y galvanizar en bano de solucion alcalina caliente, las propiedades mecanicas eran Re de 800-830MPa, Rm de 970-980MPa y A80 de 9,5-10,5%, siendo las diferencias con el producto no recubierto debido a un ligero cambio en la microestructura (precipitacion de carburo).
La microestructura del producto laminado en caliente tfpicamente consiste de las fases, descritas en la Tabla 4. Las microestructuras tfpicas que se corresponden con el material que se caracteriza en la Tabla 4 se dan en las Figuras 1 y 2.
La Fig. 1 describe la microestructura general del producto laminado en caliente procesado a temperatura de bobinado de 570-600°C. Despues del ataque qrnmico con la solucion de ataque llamada Le Pera la region coloreada clara en el micrografo optico es martensita como se demostro despues de las mediciones de difraccion con rayos X.
La Fig. 2 describe un ejemplo de la microestructura detallada del producto de la Fig. 1, en una fotograffa a traves de un microscopio electronico de barrido. Las zonas en drculos 1 representan la martensita, mientras el area gris 2 representa la bainita superior.
Un cambio en la temperatura de bobinado desde 570-600°C (donde las propiedades mecanicas son casi constantes) hasta alrededor de 650°C conduce a los siguientes cambios en las propiedades mecanicas: Re 600 MPa, Rm 900MPa y A80 14-15%.
El procesamiento adicional del producto laminado en caliente, variando la temperatura de bobinado CT, conduce a las propiedades del producto laminado en fno, mostradas en las tablas 5 a la 12 (todos los grosores 1mm, 50% de reduccion por laminado en fno):
5
10
15
20
25
30
35
40
45
Las microestructuras de los productos laminados en fno son dependientes de la temperatura de bobinado, la temperatura de estabilizacion termica y la velocidad de enfriamiento (y la reduccion por laminado en fno). De esta forma, la distribucion en% de la ferrita, la bainita y la martensita es una funcion de estos parametros pero en general puede observarse que para lograr resistencias a la traccion mayores que 1000MPa, la suma de los constituyentes baimticos y martenstticos es mas que el 40% en un micrografo optico (magnificacion de 500x para ser suficientemente representativo).
Ejemplos de microestructuras finales laminadas en fno y recocidas tfpicos se observan en las Figuras 3 y 4.
La Fig. 3 esta describiendo la microestructura (solucion de ataque LePera) a una magnificacion de 500x de un producto laminado en fno y recocido de acuerdo con presente invencion, procesado a 550°C de temperatura de bobinado, 50% de reduccion por laminado en fno, 780°C de temperatura maxima de estabilizacion termica y velocidad de enfriamiento subsiguiente de 2°C/s, que resulta en una microestructura de 38% de martensita, 9% de bainita y 53% de ferrita. Las propiedades mecanicas relacionadas con esta estructura se pueden encontrar en la Tabla 7.
La Fig. 4 esta describiendo la microestructura (solucion de ataque LePera) a una magnificacion de 500x de un producto laminado en fno y recocido de acuerdo con presente invencion, procesado a 720°C de temperatura de bobinado, 50% de reduccion por laminado en fno, 820°C de temperatura maxima de estabilizacion termica y una velocidad de enfriamiento subsiguiente de 100°C/s, que resulta en una microestructura de 48% de martensita, 4% de bainita y 48% de ferrita. Las propiedades mecanicas relacionadas con esta estructura pueden encontrarse en la Tabla 6. En la figura 4, tres fases pueden ser reconocidas: las areas de gris mas oscuro 5 son ferrita, las areas de gris mas claro 6 son martensita, y las areas de negro oscuro 7 son bainita.
Considerando el nivel de ultra alta resistencia de los materiales, especialmente aquellos en el rango con una resistencia a la traccion mayor que 1000MPa, algunas combinaciones de los parametros de procesamiento muestran una excepcionalmente buena deformabilidad incluso hasta 14-15%.
2. Composiciones ejemplos B/C
La Tabla 13 describe dos piezas fundidas adicionales en terminos de composicion, de un acero UHSS de la invencion. Las composiciones son referidas como B y C.
Los bloques hechos de las composiciones A y B experimentaron las siguientes etapas, produciendo laminas de acero de acuerdo con la invencion:
- laminar en caliente, temperatura final por encima de Ar3
- enfriar a 630°C,
- decapar,
- laminar en fno con reduccion de 50% hasta 1,6mm
- recocer hasta una temperatura maxima de estabilizacion termica de 820°C
- enfriar a 10°C/s hasta la temperatura de bano de zinc,
- galvanizar en bano de solucion alcalina caliente,
- enfriar hasta la temperatura ambiente
Los bloques hechos de la composicion C tienen un procesamiento similar pero con una reduccion por laminado en fno del 60% hasta 1,0mm y despues de enfriar hasta la temperatura ambiente un enderezado extra entre 0 y 1%.
Las propiedades mecanicas de las 3 laminas de acero galvanizadas en bano de solucion alcalina caliente con las composiciones A, B y C son mostradas en la tabla 14 y 15. Estos ejemplos demuestran la influencia del contenido de carbono en las propiedades mecanicas. Contenidos inferiores de carbono resulta en un equivalente inferior del carbono lo que es bien conocido que es beneficioso para la soldadura.
Tabla 1: composicion A (ppm) del producto de acero de ultra alta resistencia de acuerdo con presente invencion
Codigo
C Mn Si P S N Al B Ti Nb Cr Mo Ca
A
1650 15790 2810 310 28 69 328 25 283 492 4940 1980 26
Tabla 2: propiedades mecanicas del producto de acero de ultra alta resistencia no recubierto, decapado, laminado en caliente, composicion A. Grosor 2,0mm.
Direccion longitudinal Direccion transversal
Re/MPa Rm/MPa Au/% As0/% n4-6 Re/MPa Rm/MPa Au/% A80/% n4-6
Posicion 1
724 1080 9 12 0,127 755 1066 8 11 0,122
Posicion 2
688 1069 9 13 0,142 719 1069 9 12 0,134
Posicion 3
682 1069 9 13 0,141 723 1068 8 11 0,128
Tabla 3: propiedades de endurecimiento por recocido del producto de acero de ultra alta resistencia no recubierto, decapado, laminado en caliente, composicion A. Grosor 2,0mm.
Longitudinal Transversal
BH0/MPa BH2/MPa BH0/MPa BH2/MPa
Posicion 1
56 101 38 109
Posicion 2
39 104 32 114
Posicion 3
49 114 35 120
5 Tabla 4: distribucion de fase t^pica del producto de acero de ultra alta resistencia laminado en caliente, composicion A, procesado a una temperatura de bobinado entre 570-600 °C. La fraccion de la austenita retenida fue <1%. Las muestras fueron tomadas en diferentes posiciones sobre toda la longitud de la bobina.
Fase%
Muestra 1 Muestra 1 Muestra 2 Muestra 2
borde medio borde medio
Ferrita
=8 =4 =8 =4
Bainita sin cementita
75 70 74 76
Bainita superior sin cementita
4 5 4 3
Martensita + austenita retenida (<1%)
13 21 14 17
Tabla 5: Tmax de estabilizacion termica: 780°C, Velocidad de enfriamiento: 100°C/s hasta la temperatura ambiente.
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
550
770 1486 7 0,52
10
Tabla 6: Tmax de estabilizacion termica: 820 C, Velocidad de enfriamiento: 100 C/s hasta la temperatura ambiente
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
720
441 1006 14 0,44
680
982 1483 7 0,66
550
1137 1593 5 0,71
Tabla 7: Tmax de estabilizacion termica: 780C, Velocidad de enfriamiento: 2C/s hasta la temperatura ambiente.
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
680
538 1140 7 0,46
550
667 1338 7 0,50
Tabla 8: Tmax de estabilizacion termica: 820 C, Velocidad de enfriamiento: 2 C/s hasta la temperatura ambiente.
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
720
438 993 15 0,44
680
555 1170 12 0,49
550
756 1304 9 0,58
Tabla 9: Tmax de estabilizacion termica: 780C, Velocidad de enfriamiento: 100 C/s, sobreenvejecimiento 150s a 400 C.
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
720
400 853 14 0,47
680
511 1039 8 0,49
550
464 1057 11 0,44
5
Tabla 10: Tmax de estabilizacion termica: 820°C, Velocidad de enfriamiento: 100°C/s, sobreenvejecimiento 150s a 400°C.
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
720
494 911 11 0,54
680
705 1103 8 0,64
550
831 1229 6 0,68
Tabla 11: Tmax de estabilizacion termica: 780C, Velocidad de enfriamiento: 10C/s, sobreenvejecimiento 150s 10 desde 450-380 C
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
720
398 917 15 0,43
680
472 1008 8 0,47
550
558 1141 7 0,49
CT(°C)
Re (MPa) Rm (MPa) A% Re/Rm
720
457 909 13 0,50
680
652 1146 11 0,57
550
760 1240 8 0,61
Tabla 12: Tmax de estabilizacion termica: 820°C, Velocidad de enfriamiento: 10°C/s, sobreenvejecimiento 150s a 450-380°C.
15 Tablas 5 a la 12: propiedades mecanicas del producto de acero de ultra alta resistencia laminado en caliente y recocido/galvanizado en bano de solucion alcalina caliente, composicion A, de acuerdo con presente invencion. Grosor 1,0mm.
Tabla 13: composiciones B y C (ppm) del producto de acero de ultra alta resistencia de acuerdo con presente 20 invencion.
Codigo
C Mn Si P S N Al B Ti Nb Cr Mo Ca
B
1500 15900 2600 300 19 60 470 21 340 540 2800 2000 18
C
1400 15900 2700 280 22 32 360 21 200 370 3200 1800 25
Tabla 14: propiedades mecanicas de acuerdo a EN10002-1 de las laminas de acero laminadas en frio, galvanizadas en bano de solucion alcalina caliente, que tienen las composiciones A y B, en la direccion longitudinal, grosor 1,6mm
Codigo
Re (MPa) Rm (MPa) A80%
A
587 1156 12.5
B
571 1116 13
5 Tabla 15: propiedades mecanicas de acuerdo a EN10002-1 de las laminas de acero laminadas en frio, galvanizadas en bano de solucion alcalina caliente, que tienen la composicion C, en la direccion longitudinal, grosor 1,0mm, procesadas con un enderezado entre 0 y 1%.
Codigo
Re (MPa) Rm (MPa) A80%
C
510-680 1080-1180 11-14

Claims (16)

  1. 5
    10
    15
    20
    25
    30
    35
    40
    45
    REIVINDICACIONES
    1. Un producto de acero laminado en caliente y, ademas, laminado en frio y recocido, que tiene la siguiente composicion:
    - C: entre 1000ppm y 2500ppm
    - Mn: entre 12000ppm y 20000ppm
    - Si: entre 1500ppm y 3000ppm
    - P: entre 100ppm y 600ppm
    - S: maximo 50ppm
    - N: maximo 100ppm
    - Al: maximo 1000ppm
    - B entre 10ppm y 35ppm
    - Tifactor=Ti-3,42N+10: entre 0ppm y 400ppm
    - Nb: entre 200ppm y 800ppm
    - Cr: entre 2500ppm y 7500ppm
    - Mo: entre 1000ppm y 2500ppm
    - Ca: entre 0 y 50ppm
    el remanente siendo hierro e impurezas incidentals, caracterizado por que dicho producto de acero comprende al menos una fase baimtica y/o una fase martensftica, y donde la distribucion de fase es tal que la suma de las fases bainftica y martensftica es mayor que el 40%, y donde la resistencia a la traccion es mayor que 1000 MPa.
  2. 2. Un producto de acero de acuerdo a las reivindicacion 1, que tiene un endurecimiento por recocido BH2 mayor que 60MPa en ambas direcciones, longitudinal y transversal.
  3. 3. El producto de la reivindicacion 1 o 2, donde la cantidad de carbono esta entre 1200ppm y 2500ppm.
  4. 4. .El producto de la reivindicacion 3, donde la cantidad de carbono esta entre 1200ppm y 1700ppm.
  5. 5. El producto de la reivindicacion 4, donde la cantidad de carbono esta entre 1500ppm y 1700ppm.
  6. 6. El producto de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 5, donde la cantidad de fosforo esta entre 100ppm y 500ppm.
  7. 7. El producto de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 5, donde la cantidad de fosforo esta entre 500ppm y 600ppm.
  8. 8. El producto de acuerdo con reivindicacion 6 donde la cantidad de fosforo esta entre 200ppm y 400ppm.
  9. 9. El producto de acuerdo con reivindicacion 8, donde la cantidad de fosforo esta entre 250ppm y 350ppm.
  10. 10. El producto de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 9, donde la cantidad de niobio esta entre 250ppm y 550ppm.
  11. 11. El producto de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 10, donde la cantidad de niobio esta entre 450ppm y 550ppm.
  12. 12. Un proceso para fabricar el producto de las reivindicaciones 1 a la 11, que comprende las etapas de:
    - preparar un bloque de acero que tiene una composicion de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 11,
    - laminar en caliente dicho bloque, donde la temperatura de laminado final es mayor que la temperatura Ar3, para formar un sustrato laminado en caliente,
    - etapa de enfriar hasta la temperatura de bobinado CT,
    - bobinar dicho sustrato a una temperatura de bobinado CT comprendida entre 450°C y 750°C,
    - decapar dicho sustrato para remover los oxidos
    Comprende ademas las etapas de:
    - laminar en frio dicho sustrato para obtener una reduccion del grosor,
    - recocer dicho sustrato hasta una temperatura maxima de estabilizacion termica comprendida entre 720°C y 860°C,
    5
    10
    15
    20
    25
    30
    35
    40
    45
    - enfriar dicho sustrato con una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s hasta una temperatura de maximo 200°C,
    - enfriar finalmente hasta la temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s.
  13. 13. Un proceso para fabricar el producto de las reivindicaciones 1 a la 11, que comprende adicionalmente las etapas de:
    - preparar un bloque de acero que tiene una composicion de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 11,
    - laminar en caliente dicho bloque, donde la temperatura de laminado final es mayor que la temperatura Ar3, para formar un sustrato laminado en caliente,
    - etapa de enfriar hasta la temperatura de bobinado CT,
    - bobinar dicho sustrato a una temperatura de bobinado CT comprendida entre 450°C y 750°C,
    - decapar dicho sustrato para remover los oxidos
    Comprende ademas las etapas de:
    - laminar en fno dicho sustrato para obtener una reduccion del grosor,
    - recocer dicho sustrato hasta una temperatura maxima de estabilizacion termica entre 720°C y 860°C,
    - enfriar dicho sustrato con una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s hasta una temperatura de maximo 460°C,
    - mantener dicho sustrato a dicha temperatura de maximo 460°C por un tiempo menor que 250s,
    - enfriar finalmente hasta la temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s.
  14. 14. Un proceso para fabricar el producto de las reivindicaciones 1 a la 11, que comprende adicionalmente las etapas de:
    - preparar un bloque de acero que tiene una composicion de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 1 a la 11,
    - laminar en caliente dicho bloque, donde la temperatura de laminado final es mayor que la temperatura Ar3, para formar un sustrato laminado en caliente,
    - etapa de enfriar hasta la temperatura de bobinado CT,
    - bobinar dicho sustrato a una temperatura de bobinado CT comprendida entre 450°C y 750°C,
    - decapar dicho sustrato para remover los oxidos
    Comprende ademas las etapas de:
    - laminar en fno dicho sustrato para obtener una reduccion del grosor,
    - recocer dicho sustrato hasta una temperatura maxima de estabilizacion termica comprendida entre 720°C y 860°C,
    - enfriar dicho sustrato con una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s hasta la temperatura de un bano de zinc,
    - galvanizar en bano de solucion alcalina caliente dicho sustrato en dicho bano de zinc,
    - enfriar finalmente hasta la temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento mayor que 2°C/s.
  15. 15. El proceso de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 12 a la 14, seguido por una etapa de reduccion por enderezado de dicho sustrato, con una reduccion maxima de 2%.
  16. 16. El proceso de acuerdo a una cualquiera de las reivindicaciones 12, 13 o 15 seguido por una etapa de recubrimiento de zinc electrolftico.
ES02764409.5T 2001-08-29 2002-08-28 Una composición de acero de ultra alta resistencia, el proceso de fabricación de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto obtenido Expired - Lifetime ES2278044T5 (es)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP01870186 2001-08-29
EP01870186A EP1288322A1 (en) 2001-08-29 2001-08-29 An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
PCT/BE2002/000139 WO2003018858A1 (en) 2001-08-29 2002-08-28 An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained

Publications (2)

Publication Number Publication Date
ES2278044T3 ES2278044T3 (es) 2007-08-01
ES2278044T5 true ES2278044T5 (es) 2016-02-15

Family

ID=8185014

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES02764409.5T Expired - Lifetime ES2278044T5 (es) 2001-08-29 2002-08-28 Una composición de acero de ultra alta resistencia, el proceso de fabricación de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto obtenido

Country Status (12)

Country Link
US (1) US8715427B2 (es)
EP (2) EP1288322A1 (es)
JP (2) JP4738735B2 (es)
KR (2) KR20110018363A (es)
CN (1) CN100339500C (es)
AT (1) ATE348898T1 (es)
BR (1) BR0212708B1 (es)
CA (1) CA2456495C (es)
DE (1) DE60216934T3 (es)
ES (1) ES2278044T5 (es)
RU (1) RU2318911C2 (es)
WO (1) WO2003018858A1 (es)

Families Citing this family (53)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
JP4325998B2 (ja) * 2004-05-06 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
US7732734B2 (en) * 2004-09-17 2010-06-08 Noble Advanced Technologies, Inc. Metal forming apparatus and process with resistance heating
US20060060268A1 (en) * 2004-09-17 2006-03-23 Tad Machrowicz Method of making high strength bainite article, and article made thereby
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
US7506444B2 (en) 2005-04-14 2009-03-24 Benteler Automotive Corporation Vehicle suspension control arm and method
FR2891482B1 (fr) * 2005-10-05 2008-02-22 Air Liquide Fil fourre sans laitier pour soudage en position verticale descendante
DE102006001628A1 (de) * 2006-01-11 2007-07-26 Thyssenkrupp Steel Ag Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN101008066B (zh) * 2006-01-27 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
CN100439543C (zh) * 2006-03-24 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 热轧超高强度马氏体钢及其制造方法
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US11155902B2 (en) 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
MX2009004453A (es) 2006-10-30 2009-05-11 Arcelormittal France Bandas de acero recubiertas, metodos para su fabricacion y uso, piezas en bruto estampadas y productos estampados preparados de las mismas y articulos de manufactura que contienen tal producto estampado.
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN101730752B (zh) * 2007-05-02 2013-05-01 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 对ahss或者uhss带材进行热浸镀锌的方法以及所得带材
EP2152165A1 (en) 2007-05-24 2010-02-17 P-cure Ltd. Irradiation treatment apparatus and method
US7847275B2 (en) 2007-05-24 2010-12-07 Pcure Ltd. Method and apparatus for teletherapy positioning and validation
ATE516380T1 (de) * 2007-08-15 2011-07-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Dualphasenstahl, flachprodukt aus einem solchen dualphasenstahl und verfahren zur herstellung eines flachprodukts
WO2009048838A1 (en) 2007-10-10 2009-04-16 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
CN101532118B (zh) * 2008-03-11 2010-10-13 宝山钢铁股份有限公司 超高强带钢热镀铝锌的装置及加工工艺
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
RU2491149C2 (ru) * 2008-03-19 2013-08-27 Ньюкор Корпорейшн Устройство для литья полосы с позиционированием литейных валков
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
JP5418168B2 (ja) * 2008-11-28 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
DE102011117572A1 (de) * 2011-01-26 2012-08-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Mehrphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
WO2012153009A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
ES2596373T3 (es) * 2011-11-11 2017-01-09 Giuseppe Cipriani Estructura metálica de soporte para falso techo
PL2803745T3 (pl) * 2012-01-13 2018-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania
DE102012006017A1 (de) * 2012-03-20 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
US9499890B1 (en) 2012-04-10 2016-11-22 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy High-strength, high-toughness steel articles for ballistic and cryogenic applications, and method of making thereof
EP2855718B1 (de) * 2012-06-05 2019-05-15 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
CA2880116C (en) 2012-07-27 2019-06-11 Giuseppe Cipriani Bar of a support structure for a false ceiling and working process for working the bar
US9790567B2 (en) 2012-11-20 2017-10-17 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for making coated cold-rolled dual phase steel sheet
US20140137990A1 (en) * 2012-11-20 2014-05-22 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for manufacturing ferritic hot rolled steel strip
ITVR20130040A1 (it) 2013-02-14 2014-08-15 Giuseppe Cipriani Struttura metallica di supporto di un controsoffitto.
ITVR20130058A1 (it) 2013-03-08 2014-09-09 Giuseppe Cipriani Profilato di una struttura di supporto di un controsoffitto e procedimento di lavorazione per lavorare il profilato.
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
RU2529323C1 (ru) * 2013-06-27 2014-09-27 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства оцинкованной полосы для последующего нанесения полимерного покрытия
HUE036837T2 (hu) 2014-01-30 2018-08-28 Arcelormittal Eljárás enyhén hullámosított darab elõállítására galvanizált lemezbõl, valamint ilyen darab és jármû
PL3114246T3 (pl) * 2014-02-05 2020-03-31 Arcelormittal S.A. Formowalna na gorąco, możliwa do hartowania na powietrzu, spawalna, blacha stalowa
WO2015177582A1 (fr) 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2556445C1 (ru) * 2014-11-05 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
DK3250719T3 (da) * 2015-01-30 2019-11-25 Bekaert Sa Nv Ståltråd med høj trækstyrke
JP2016196682A (ja) * 2015-04-03 2016-11-24 日新製鋼株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板、カバー部材およびオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
CN109414904B (zh) 2016-05-10 2022-10-28 美国钢铁公司 高强度钢产品和用于制造其的退火过程
AT519669B1 (de) * 2017-06-07 2018-09-15 Voestalpine Schienen Gmbh Gleisteil und Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils

Family Cites Families (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2001A (en) * 1841-03-12 Sawmill
US3A (en) * 1836-08-11 Thomas blanchard
US98A (en) * 1836-12-02 robinson and f
US5A (en) * 1836-08-10 Thomas blancharjq
US7A (en) * 1836-08-10 Thomas blanchard
US1028167A (en) * 1911-07-25 1912-06-04 Edwin James Williams Indicating and swivel support for cameras.
LU43211A1 (es) * 1962-04-24 1963-04-18
SE430902B (sv) 1979-05-09 1983-12-19 Svenskt Stal Ab Sett att vermebehandla ett stalband med 0,05 - 0,20% kolhalt och laga halter legeringsemnen
US4388122A (en) * 1980-08-11 1983-06-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Method of making high strength hot rolled steel sheet having excellent flash butt weldability, fatigue characteristic and formability
JPS59211591A (ja) * 1983-05-14 1984-11-30 Kawasaki Steel Corp 耐食性などに優れたＺｎ−Ｆｅ−Ｐ系合金電気めつき鋼板
JPS6123715A (ja) * 1984-07-10 1986-02-01 Nippon Steel Corp 高張力高靭性鋼板の製造法
JPH0717947B2 (ja) * 1990-01-10 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 低降伏比高張力鋼板の製造方法
JPH0565541A (ja) * 1991-09-10 1993-03-19 Kawasaki Steel Corp 延性および３点曲げ特性に優れている自動車用高強度電縫鋼管の製造方法
EP0559225B1 (en) * 1992-03-06 1999-02-10 Kawasaki Steel Corporation Producing steel sheet having high tensile strength and excellent stretch flanging formability
JPH05265433A (ja) 1992-03-23 1993-10-15 Matsushita Electric Ind Co Ltd 文字出力方法
JPH07118792A (ja) * 1993-10-21 1995-05-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JPH07252592A (ja) 1994-03-15 1995-10-03 Nippon Steel Corp 成形性、低温靭性及び疲労特性に優れた熱延高強度鋼板
TW363082B (en) 1994-04-26 1999-07-01 Nippon Steel Corp Steel sheet having high strength and being suited to deep drawing and process for producing the same
JPH0967645A (ja) 1995-08-29 1997-03-11 Kobe Steel Ltd 剪断加工後の伸びフランジ性に優れた薄鋼板及びその薄鋼板を用いた素板
JP3475987B2 (ja) 1995-12-26 2003-12-10 Ｊｆｅスチール株式会社 均質性と疲労特性に優れた高靱性熱延鋼帯の製造方法
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3425837B2 (ja) * 1996-03-28 2003-07-14 株式会社神戸製鋼所 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度熱延鋼板、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
JP3530353B2 (ja) 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3322152B2 (ja) 1997-02-04 2002-09-09 住友金属工業株式会社 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
NO320153B1 (no) 1997-02-25 2005-10-31 Sumitomo Metal Ind Stal med hoy seighet og hoy strekkfasthet, samt fremgangsmate for fremstilling
JPH10237547A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Kobe Steel Ltd 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法
DE19710125A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines Bandstahles mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
JP3448454B2 (ja) 1997-04-10 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 表面性状と成形性にすぐれた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3320014B2 (ja) 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
UA57797C2 (uk) 1997-07-28 2003-07-15 Ексонмобіл Апстрім Рісерч Компані Низьколегована, боровмісна сталь
JP3839955B2 (ja) 1998-04-30 2006-11-01 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と成形性に優れた高張力複合組織熱延鋼板の製造方法
JP3842897B2 (ja) 1998-05-06 2006-11-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた良加工性熱延高張力鋼板の製造方法
JP3440894B2 (ja) 1998-08-05 2003-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
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
JP3881465B2 (ja) 1998-11-20 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 表面品質の良好な高張力熱延鋼板
JP3207814B2 (ja) 1998-11-25 2001-09-10 日本ニユクリア・フユエル株式会社 柱状体列の吸着移動装置
CA2297291C (en) * 1999-02-09 2008-08-05 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
EP1096029B1 (en) 1999-04-21 2006-01-25 JFE Steel Corporation High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof
JP2001011574A (ja) * 1999-06-23 2001-01-16 Nippon Steel Corp Ｔｖブラウン管フレーム用熱延鋼板およびその製造方法
JP3424619B2 (ja) 1999-09-16 2003-07-07 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
EP1149925B1 (en) * 1999-09-29 2010-12-01 JFE Steel Corporation Sheet steel and method for producing sheet steel
WO2001081640A1 (fr) 2000-04-21 2001-11-01 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production
JP3661559B2 (ja) 2000-04-25 2005-06-15 住友金属工業株式会社 加工性とめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板とその製造方法
NL1015184C2 (nl) 2000-05-12 2001-11-13 Corus Staal Bv Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan.
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
EP1462536B1 (en) 2000-06-07 2007-02-14 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
JP4414563B2 (ja) 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3542946B2 (ja) 2000-06-29 2004-07-14 新日本製鐵株式会社 加工性及びめっき密着性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
DE10164386C1 (de) 2001-12-28 2003-04-24 Itt Mfg Enterprises Inc Elektrisches Kontaktelement für Steckverbindungen

Also Published As

Publication number Publication date
DE60216934T2 (de) 2007-12-06
KR101047901B1 (ko) 2011-07-08
KR20110018363A (ko) 2011-02-23
US20040238080A1 (en) 2004-12-02
EP1423547B2 (en) 2015-11-04
US8715427B2 (en) 2014-05-06
EP1423547B1 (en) 2006-12-20
DE60216934T3 (de) 2016-03-31
CA2456495A1 (en) 2003-03-06
BR0212708B1 (pt) 2010-12-14
BR0212708A (pt) 2004-08-03
ES2278044T3 (es) 2007-08-01
EP1423547A1 (en) 2004-06-02
DE60216934D1 (de) 2007-02-01
ATE348898T1 (de) 2007-01-15
JP4738735B2 (ja) 2011-08-03
KR20040036925A (ko) 2004-05-03
RU2318911C2 (ru) 2008-03-10
JP2005528519A (ja) 2005-09-22
CN100339500C (zh) 2007-09-26
CN1633514A (zh) 2005-06-29
CA2456495C (en) 2012-03-20
RU2004105848A (ru) 2005-06-10
JP2011063883A (ja) 2011-03-31
WO2003018858A1 (en) 2003-03-06
EP1288322A1 (en) 2003-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2278044T5 (es) Una composición de acero de ultra alta resistencia, el proceso de fabricación de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto obtenido
US11732323B2 (en) Plated steel sheet for hot press forming having excellent impact property, hot press formed part, and manufacturing method thereof
JP5403185B2 (ja) 引張強度９８０ＭＰａ以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
KR101930185B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5194811B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5589893B2 (ja) 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CN111757946B (zh) 钢板
CA2849285E (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and process for producing the same
WO2013105633A1 (ja) ホットスタンプ成形体、及びホットスタンプ成形体の製造方法
JP6292353B2 (ja) 薄鋼板及びめっき鋼板、並びに薄鋼板の製造方法及びめっき鋼板の製造方法
JP7120461B2 (ja) 鋼板
JP7160199B2 (ja) 鋼板
KR20220139882A (ko) 고플랜지성 초고강도 연성 열간압연 강, 열간압연 강 제조방법 및 그 용도