Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

EP1832667A1 - Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites - Google Patents

Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites Download PDF

Info

Publication number
EP1832667A1
EP1832667A1 EP06290386A EP06290386A EP1832667A1 EP 1832667 A1 EP1832667 A1 EP 1832667A1 EP 06290386 A EP06290386 A EP 06290386A EP 06290386 A EP06290386 A EP 06290386A EP 1832667 A1 EP1832667 A1 EP 1832667A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
temperature
composition
steel sheet
weight
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.)
Withdrawn
Application number
EP06290386A
Other languages
German (de)
English (en)
Inventor
Sébastien Allain
Audrey Couturier
Thierry Iung
Christine Colin
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
Arcelor 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
Application filed by Arcelor France SA filed Critical Arcelor France SA
Priority to EP06290386A priority Critical patent/EP1832667A1/fr
Priority to UAA200811832A priority patent/UA92075C2/ru
Priority to KR1020087024511A priority patent/KR101073425B1/ko
Priority to ES07730968T priority patent/ES2339292T3/es
Priority to MX2008011274A priority patent/MX2008011274A/es
Priority to JP2008557785A priority patent/JP5055300B2/ja
Priority to PCT/FR2007/000256 priority patent/WO2007101921A1/fr
Priority to CN2007800159016A priority patent/CN101437975B/zh
Priority to DE602007004454T priority patent/DE602007004454D1/de
Priority to US12/281,839 priority patent/US9856548B2/en
Priority to AT07730968T priority patent/ATE455875T1/de
Priority to CA2645059A priority patent/CA2645059C/fr
Priority to EP07730968A priority patent/EP1994192B1/fr
Priority to PL07730968T priority patent/PL1994192T3/pl
Priority to RU2008139605/02A priority patent/RU2397268C2/ru
Priority to BRPI0708649A priority patent/BRPI0708649B1/pt
Publication of EP1832667A1 publication Critical patent/EP1832667A1/fr
Priority to ZA200807519A priority patent/ZA200807519B/xx
Priority to MA31209A priority patent/MA30261B1/fr
Priority to US15/711,335 priority patent/US10370746B2/en
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to the manufacture of hot rolled sheets of so-called "multiphase" steels, simultaneously having a very high strength and a deformation capacity for carrying out cold forming operations.
  • the invention more specifically relates to predominantly bainitic microstructure steels having a strength greater than 1200 MPa and a yield / strength ratio lower than 0.75.
  • the automotive sector and the general industry are particularly fields of application for these hot-rolled steel sheets.
  • multiphase steels have been developed. mainly bainitic structure: in the automotive industry or in the general industry, these steels are used with advantage for structural parts such as bumper rails, uprights, various reinforcements, wear parts resistant to abrasion.
  • the ability to shape these parts requires simultaneously sufficient elongation, greater than 10% and a ratio (yield strength / resistance) not too high so as to have a sufficient plasticity reserve.
  • the patent US 6,364,968 describes the manufacture of niobium or titanium microalloyed hot-rolled sheets with a resistance greater than 780 MPa of bainitic or bainitomensitic structure comprising at least 90% of bainite with a grain size of less than 3 micrometers: the examples in the patent show that the resistance obtained hardly exceeds 1200 MPa, together with a ratio Re / R m greater than 0.75. It is also noted that the carbides present in this type of very predominantly bainitic structure lead to mechanical damage in case of stress, for example in hole expansion tests.
  • the patent US 4,472,208 also describes the manufacture of titanium microalloyed hot-rolled steel sheet with a predominantly bainitic structure, comprising at least 10% of ferrite, and preferably 20 to 50% of ferrite, and a precipitation of titanium carbides TiC. Due to the large amount of ferrite, however, the strength of the grades made according to this invention is less than 1000 MPa, which may be insufficient for some applications.
  • the patent JP2004332100 describes the manufacture of hot-rolled sheet with a resistance greater than 800 MPa, with a predominantly bainitic structure, containing less than 3% of residual austenite. In order to obtain high values of resistance, however, expensive additions of niobium must be made.
  • the patent JP2004190063 discloses the manufacture of high strength hot rolled steel sheet having a strength-elongation product of greater than 20000 MPa%, and containing austenite. These steels, however, contain expensive additions of copper, in relation to the sulfur content.
  • the present invention aims to solve the problems mentioned above. It aims at providing a hot-rolled steel having a mechanical strength greater than 1200 MPa together with good cold formability, a Re / R m ratio of less than 0.75, an elongation at break greater than 10%.
  • the invention also aims at providing a steel that is not very sensitive to damage during cutting by a mechanical method.
  • the invention also aims to have a steel with good toughness so as to withstand the sudden propagation of a defect, especially in case of dynamic solicitation.
  • a Charpy V energy of rupture higher than 28 Joules is sought at 20 ° C.
  • It also aims at having a steel having good weldability by means of the usual assembly processes in a thickness range ranging from 1 to more than 30 millimeters, in particular during resistance welding or spot welding. arc, in particular in MAG welding ("Metal Active Gas").
  • the invention also aims to provide a steel whose composition does not include expensive micro-alloy element such as titanium, niobium or vanadium. In this way, the manufacturing cost is lowered and the thermomechanical manufacturing diagrams are simplified. It is also intended to provide a steel having a very high fatigue endurance limit.
  • the invention further aims to provide a manufacturing method in which small variations in the parameters do not lead to significant changes in the microstructure or mechanical properties.
  • the subject of the invention is a hot-rolled steel sheet with a resistance greater than 1200 MPa, a Re / R m ratio of less than 0.75 and an elongation at break greater than 10%, the composition of which contains, the contents being expressed by weight: 0.10% ⁇ C ⁇ 0.25%, 1% ⁇ Mn ⁇ 3%, Al ⁇ 0.015%, Si ⁇ 1.985%, Mo ⁇ 0.30%, Cr ⁇ 1, 5%, S ⁇ 0.015%, P ⁇ 0.1%, Co ⁇ 1.5%, B ⁇ 0.005%, with the proviso that 1% ⁇ Si + Al ⁇ 2%, Cr + (3 x Mo) ⁇ 0.3 %, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the development, the microstructure of the steel consisting of at least 75% of bainite, residual austenite in quantity greater than or equal to 5%, and martensite in an amount greater than or equal to 2%.
  • the carbon content of the steel sheet is such that: 0.10% ⁇ C ⁇ 0.15%.
  • the carbon content is such that: 0.15% ⁇ C ⁇ 0.17%.
  • the carbon content is such that: 0.17% ⁇ C ⁇ 0.22%.
  • the carbon content is such that: 0.22% ⁇ C ⁇ 0.25%
  • the composition of the steel comprises: 1% ⁇ Mn ⁇ 1.5%.
  • the composition of the steel is such that: 1.5% ⁇ Mn ⁇ 2.3%.
  • the composition of the steel comprises: 2.3% ⁇ Mn ⁇ 3%
  • the composition of the steel comprises: 1.2% ⁇ Si ⁇ 1.8%.
  • the composition of the steel comprises: 1.2% ⁇ Al ⁇ 1.8%.
  • the composition of the steel is such that: Mo ⁇ 0.010%.
  • the invention also relates to a steel sheet whose carbon content of the residual austenite is greater than 1% by weight.
  • the subject of the invention is also a steel sheet, comprising carbides between the bainite slats, the number N of interlayer carbides greater than 0.1 micrometers per unit area is less than or equal to 50000 / mm 2 .
  • the invention also relates to a steel sheet comprising residual martensite-austenite islands, the number of which is N MA per unit area, of residual martensite-austenite islands whose maximum size L max is greater than 2 micrometers and whose elongation factor The max The min is less than 4, is less than 14000 / mm 2 .
  • the invention also relates to a manufacturing method according to which the primary cooling start temperature T DR is set above Ar3, the primary cooling end temperature T FR , the primary cooling rate V R between T DR and T FR , and the secondary cooling rate V ' R , such that the carbon content of the residual austenite is greater than 1% by weight.
  • the invention also relates to a method according to which the primary cooling start temperature T DR is set above Ar3, the primary cooling end temperature T FR , the primary cooling rate V R between T DR and T FR , and the secondary cooling rate V ' R such that the number of interlayer carbides larger than 0.1 micrometers per unit area is less than or equal to 50000 / mm 2 .
  • the invention also relates to a method according to which the primary cooling start temperature T DR is set above Ar3, the primary cooling end temperature T FR , the primary cooling rate V R between T DR and T FR , and the secondary cooling rate V ' R , such that the number N MA per unit area, residual martensite-austenite islands whose maximum size L max is greater than 2 micrometers and whose elongation factor The max The min is less than 4, ie less than 14000 / mm 2 .
  • the invention also relates to the use of a hot-rolled steel sheet according to the characteristics described above, or manufactured by a method according to one of the above modes, for the manufacture of structural parts. or reinforcing elements, in the automotive field.
  • the invention also relates to the use of a hot-rolled steel sheet according to the characteristics described above, or manufactured by a method according to one of the above modes, for the manufacture of reinforcements and parts. structure for general industry, and abrasion resistance parts.
  • a steel containing about 0.2% C and 1.5% Mn is converted, during a cooling from the austenite, bainite composed of ferrite slats and carbides.
  • the microstructure may contain a greater or lesser amount of pro-eutectoid ferrite formed at a relatively high temperature.
  • the flow limit of this component is low, so that it is not possible to obtain a very high level of resistance when this constituent is present.
  • the steels according to the invention do not include pro-eutectoid ferrite. In this way, the mechanical strength is significantly increased beyond 1200 MPa.
  • the precipitation of interlayer carbides is also delayed, the microstructure then consists of bainite, residual austenite, and martensite resulting from the transformation of the austenite.
  • the structure also has an appearance of thin bainitic packs (a package designating a set of parallel slats within the same austenitic former grain) whose strength and ductility are superior to those of polygonal ferrite.
  • the size of the bainite slats is of the order of a few hundred nanometers, the size of the batten packets, of the order of a few micrometers.
  • carbon plays a very important role in the formation of the microstructure and in the mechanical properties: From an austenitic structure formed at high temperature after rolling of a hot sheet a bainitic transformation occurs, and bainitic ferrite slats are initially formed within a matrix still predominantly austenitic. Due to the solubility Very lower carbon in ferrite compared to that in austenite, the carbon is rejected between slats. Thanks to certain alloying elements present in the compositions according to the invention, in particular thanks to the combined additions of silicon and aluminum, the precipitation of carbides, in particular cementite, occurs in a very limited manner.
  • the untransformed austenite interlayer is progressively enriched in carbon substantially without significant precipitation of carbides intervening at the austenite-bainite interface.
  • This enrichment is such that the austenite is stabilized, that is to say that the martensitic transformation of most of this austenite practically does not occur during cooling to room temperature.
  • a limited amount of martensite appears as islets, contributing to increased resistance.
  • Carbon also delays the formation of pro-eutectoid ferrite, the presence of which must be avoided to obtain high levels of mechanical strength.
  • the carbon content is between 0.10 and 0.25% by weight: Below 0.10%, sufficient strength can not be obtained and the stability of the residual austenite is not not satisfactory. Beyond 0.25%, the weldability is reduced by the formation of low-tenacity microstructures in the heat-affected zone or in the melted zone under autogenous welding conditions.
  • the carbon content is between 0.10 and 0.15%: within this range, the weldability is very satisfactory and the toughness obtained is particularly high. Continuous casting is particularly easy because of a favorable solidification mode.
  • the carbon content is greater than 0.15% and less than or equal to 0.17%: within this range, the weldability is satisfactory and the toughness obtained is high.
  • the carbon content is greater than 0.17% and less than or equal to 0.22%: this range of compositions optimally combines strength properties on the one hand, ductility, toughness and weldability on the other hand.
  • the carbon content is greater than 0.22% and less than or equal to 0.25%: in this way the highest levels of mechanical strength are obtained at the cost of a slight decrease in toughness. .
  • an addition of manganese stabilizes the austenite by lowering the transformation temperature Ar 3.
  • Manganese also helps to deoxidize steel during liquid phase processing.
  • the addition of manganese also contributes to effective solid solution hardening and increased strength.
  • the manganese is between 1 and 1.5%: in this way a satisfactory curing is combined without risk of formation of harmful band structure.
  • the manganese content is greater than 1.5% and less than or equal to 2.3%. In this way, the effects sought above are obtained without, however, excessively increasing the quenchability in the welded joints.
  • the manganese is greater than 2.3% and less than or equal to 3%.
  • Aluminum is a very effective element for the deoxidation of steel. As such, its content is greater than or equal to 0.015%. Like silicon, it is very slightly soluble in cementite and stabilizes the residual austenite.
  • the silicon content is between 1.2 and 1.8%: in this way, the precipitation of carbides is avoided and excellent weldability is obtained; there is no cracking in MAG welding, with sufficient latitude in terms of welding parameters. Spot resistance welds are also free from defects. Moreover, since silicon stabilizes the ferritic phase, an amount of less than or equal to 1.8% makes it possible to avoid the formation of undesirable pro-eutectoid ferrite. An excessive addition of silicon also causes the formation of strongly adherent oxides and the possible appearance of surface defects, leading in particular to a lack of wettability in dip galvanizing operations.
  • these effects are obtained when the aluminum content is between 1.2 and 1.8%.
  • the effects of aluminum are indeed very similar to those noted above for silicon.
  • the risk of occurrence of superficial defects is however reduced.
  • Molybdenum retards bainitic transformation contributes to hardening by solid solution and also refines the size of the bainitic slats formed.
  • the molybdenum content is less than or equal to 0.3% to prevent the excessive formation of quenching structures.
  • chromium has an effect substantially similar to molybdenum since it also helps to prevent the formation of proeutectoid ferrite and the hardening and refinement of the bainitic microstructure.
  • the contents of chromium and molybdenum are such that: Cr + (3 ⁇ Mo) ⁇ 0.3%.
  • coefficients of chromium and molybdenum in this relation reflect the respective greater or lesser ability of these two elements to retard the ferritic transformation: when the above inequality is satisfied, the formation of pro-eutectoid ferrite is avoided in the specific cooling conditions according to the invention.
  • molybdenum is an expensive element: the inventors have demonstrated that it is possible to manufacture a steel particularly economically by limiting the molybdenum content to 0.010% and compensating for this reduction by adding chromium to respect the relationship. : Cr + (3 x Mo) ⁇ 0.3%.
  • Phosphorus is a known element to segregate at grain boundaries. Its content must be limited to 0.1% in order to maintain sufficient hot ductility. The sulfur and phosphorus limitations also make it possible to obtain good weldability in spot welding.
  • the steel may also comprise cobalt: in an amount of less than or equal to 1.5%, this hardening element makes it possible to increase the carbon content in the residual austenite. The quantity must also be limited for reasons of cost.
  • the steel may also include boron in an amount less than or equal to 0.005%. Such addition increases quenchability and contributes to the removal of pro-eutectoid ferrite. It also allows to increase the levels of resistance.
  • the rest of the composition consists of unavoidable impurities resulting from the preparation, such as, for example, nitrogen.
  • the microstructure of the steel consists of at least 75% of bainite, of residual austenite in an amount greater than or equal to 5%, and of martensite in an amount of greater than or equal to 2%, these contents being referring to surface percentages.
  • This bainitic majority structure without proeutectoid ferrite, gives a very good resistance to further mechanical damage.
  • the microstructure of the hot-rolled sheet according to the invention contains a quantity greater than or equal to 5% of residual austenite, which is preferred rich in carbon, stabilized at ambient temperature, in particular by the additions of silicon and aluminum.
  • the residual austenite is in the form of islands and interlayer films in the bainite, ranging from a few hundredths of a micrometer to a few micrometers.
  • the residual austenite of a piece made from the hot-rolled sheet gradually turns into martensite.
  • the latter has a very high hardness because of its high carbon content. This transformation results in an important consolidation and repels the appearance of the necking.
  • a residual austenite amount of less than 5% does not allow interlayer films to significantly increase the resistance to damage.
  • the carbon content of the residual austenite is greater than 1% in order to reduce the formation of carbides and to obtain residual austenite sufficiently stable at ambient temperature.
  • FIG. 2 shows an example of a microstructure of a steel sheet according to the invention:
  • the residual austenite A in surface content here equal to 7%, appears in white, in the form of islands or films.
  • Martensite M in area content here equal to 15%, is here in the form of very dark constituent on a bainitic matrix B appearing in gray.
  • the local carbon content and thus the local hardenability may vary. Residual austenite is then locally associated with martensite within these islets, which are referred to as "MA" islands, associating Martensite and residual Austenite.
  • MA residual austenite
  • the morphology of the islets MA can be revealed by means of appropriate chemical reagents known per se: after chemical attack, the MA islands appear for example in white on a bainitic matrix more or less dark. These islets are observed by light microscopy at magnitudes ranging from 500 to 1500x on a surface that has a statistically representative population.
  • the maximum size L max and minimum L min of each of the islands The ratio between maximum and minimum size
  • the max The min characterizes the elongation factor of a given island.
  • a particularly high ductility is obtained by reducing the number N MA of islets MA whose maximum length L max is greater than 2 micrometers and whose elongation factor is less than 4. These islands are massive and large. size are revealed priming areas privileged during a subsequent mechanical solicitation.
  • the number of islets N MA per unit area must be less than 14000 / mm 2 .
  • the structure of the steels according to the invention also contains, in addition to the bainite and the residual austenite, martensite in an amount greater than or equal to 2%: this characteristic allows additional hardening which makes it possible to obtain superior mechanical strength. at 1200 MPa.
  • the number of carbides located in position interlatts is limited. These carbides can be observed for example in optical microscopy at a magnification higher than or equal to 1000x. It has been demonstrated that N, the number of interlayer carbides greater than 0.1 micrometers per unit area, should be less than 50000 / mm 2 , otherwise the damage becomes excessive in case of subsequent solicitation, for example during hole expansion tests. In addition, the excessive presence of carbides can cause early initiation of fracture and reduced toughness.
  • the cast semifinished products are first brought to a temperature higher than 1150 ° C. to reach at any point a temperature favorable to the high deformations which the steel will undergo during rolling.
  • the hot rolling step of these semi-finished products starting at more than 1150 ° C. can be done directly after casting. that an intermediate heating step is not necessary in this case.
  • the semi-finished product is hot-rolled in a temperature range where the structure of the steel is totally austenitic up to an end-of-rolling temperature T FL , with reference to the appended FIG.
  • This figure shows a thermomechanical manufacturing diagram 1 according to the invention, as well as a transformation diagram indicating the zones of ferritic transformation 2 bainitic 3 and martensitic 4.
  • Controlled cooling is then performed, starting at a temperature T DR , located above Ar3 (ferritic transformation start temperature from austenite) and ending at a temperature T FR (end-of-cooling temperature). Between T DR and T FR is equal to V R.
  • This cooling and the associated speed V R are called primary.
  • the speed V R is between 50 and 90 ° C / s: When the cooling rate is lower than 50 ° C / s, pro-eutectoid ferrite is formed which is detrimental to obtain high characteristics. of resistance. According to the invention, the ferritic transformation is thus avoided from the austenite.
  • the cooling range according to the invention is advantageous from an industrial point of view since it is not necessary to cool the sheet very rapidly after hot rolling, for example at a speed of the order of 200 ° C. / s, which avoids the need for expensive specific installations.
  • the range of cooling speed according to the invention can be obtained by spraying water or air-water mixture, depending on the thickness of the sheet.
  • the first case corresponds to the manufacture of thin sheets of thickness, up to about 15mm, hot-wound, and thus cooled slowly after the winding operation.
  • the second case corresponds to the manufacture of sheets of greater thickness non-hot rolled: according to the thickness of the sheets, the cooling rates greater than 2 ° C / min and less than or equal to 600 ° C / min correspond to a slightly accelerated cooling or cooling to air.
  • the process has a low sensitivity to a variation of the manufacturing parameters.
  • the secondary cooling associated with a temperature T FR between B ' S and M S + 50 ° C makes it possible to control the bainitic transformation from austenite, to locally enrich this austenite so as to stabilize it, and to obtain a ratio (bainite / residual austenite / martensite) appropriate.
  • the primary speed V R between Ar3 and Ar1 the end of cooling temperature T FR , the secondary cooling rate V ' R , so that the microstructure of the steel consists of at least 75% of bainite, residual austenite in an amount greater than or equal to 5%, and martensite in an amount greater than or equal to 2%.
  • These parameters can also be adjusted to obtain a particular morphology and nature of the MA islands, in particular chosen so that the number N MA of islands of martensite-residual austenite whose size is greater than 2 micrometers and whose elongation factor is less than 4, ie less than 14000 / mm 2 .
  • the parameters can also be adjusted so that the carbon content of the residual austenite is greater than 1% by weight.
  • the parameters V R , T FR , V ' R can also be adjusted so that the number N of bainitic carbides of size greater than 0.1 micrometer per unit area is less than or equal to 50000 / mm 2 .
  • the steel sheets I-1a to c, I-4, I-5a and b, R-6 have a thickness of 12mm, the other sheets of 3mm.
  • the MA islets have been highlighted by Klemm's reagent. Their morphology was examined using image analysis software to determine the parameter N MA . In some cases, the presence of carbides greater than 0.1 micron in the bainitic phase was investigated by Nital etching and observation at high magnification. The number N (/ mm 2 ) of interlayer carbides larger than 0.1 micrometer was determined.
  • the KCV fracture energy at 20 ° C was determined from V resilient test pieces.
  • the steel sheets I-1 to I-7 according to the invention have a particularly advantageous combination of mechanical properties: on the one hand a mechanical strength greater than 1200 MPa, on the other hand an elongation at break greater than 10%. and a ratio Re / Rm of less than 0.75 ensuring good formability.
  • the steels according to the invention also have a Charpy V breakdown energy at room temperature of greater than 28 Joules. This high tenacity allows the manufacture of parts
  • the steel sheets I-1 to I-7 according to the invention have a particularly advantageous combination of mechanical properties: on the one hand a mechanical strength greater than 1200 MPa, on the other hand an elongation at break greater than 10%. and a ratio Re / Rm of less than 0.75 ensuring good formability.
  • the steels according to the invention also have a Charpy V breakdown energy at room temperature of greater than 28 Joules. This high tenacity allows the manufacture of parts resistant to the sudden propagation of a fault especially in case of dynamic stresses.
  • the microstructures of steels according to the invention have a number of islands N MA less than 14,000 / mm 2.
  • the steel sheets I-2a and I-5a have a small surface proportion of large and large islets of MA, respectively 10500 and 13600 compounds per mm 2 .
  • the steels according to the invention also have good resistance to damage in the event of cutting, since the damage factor ⁇ is limited to -12 or -13%.
  • R-1 steel is deficient in chromium and / or molybdenum.
  • the cooling conditions relating to the steels R-1 to R-3 (V R too high, T FR too low) are not suitable for the formation of a fine bainitic structure and an unstable residual austenite.
  • the absence of martensite does not allow sufficient hardening, the resistance is significantly lower than 1200 MPa and the ratio Re / R m is excessive.
  • R-6 steel has an excessive carbon content.
  • the steel sheet R-6 therefore has insufficient resistance to the sudden propagation of a defect since its Charpy V fracture energy at 20 ° C is much lower than 28 Joules.
  • Steel sheets R-7a and R7-b also have an excessive carbon content.
  • the transition temperature at the 28 Joule level estimated from specimens of reduced thickness, is higher than the ambient temperature, testifying to poor toughness. Welding ability is reduced. It will be noted that, despite their higher carbon content, these steel sheets do not have a greater mechanical strength than that of the steels of the invention.
  • the R-9 steel sheet was cooled at an excessive speed until the cooling end temperature was too low. As a result, the structure is almost completely martensitic and the elongation at break is insufficient.
  • the invention enables the manufacture of bainitic matrix steel sheets without the addition of expensive microalloy elements. These combine very high strength and high ductility. Thanks to their high strength, these steel sheets are suitable for the manufacture of elements undergoing cyclic mechanical stresses.
  • the steel sheets according to the invention are used profitably for the manufacture of structural parts or reinforcement elements in the automotive field and general industry.

Landscapes

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

Abstract

L'invention concerne une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids: 0,10% ‰ C ‰ 0,25%, 1%‰ Mn ‰ 3%, Al ‰¥ 0,015 %, Si‰ 1,985%, Mo ‰ 0,30%, Cr ‰ 1,5%, S ‰ 0,015%, P‰ 0,1%, B ‰ 0,005%, étant entendu que 1% ‰ Si+Al ‰ 2%, Cr+(3 x Mo) ‰¥0,3%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de l'acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%

Description

  • L'invention concerne la fabrication de tôles laminées à chaud d'aciers dits « multiphasés », présentant simultanément une très haute résistance et une capacité de déformation permettant de réaliser des opérations de mise en forme à froid. L'invention concerne plus précisément des aciers à microstructure majoritairement bainitique présentant une résistance supérieure à 1200 MPa et un rapport limite d'élasticité/résistance inférieur à 0,75. Le secteur automobile et l'industrie générale constituent notamment des domaines d'application de ces tôles d'aciers laminées à chaud.
  • Il existe en particulier dans l'industrie automobile un besoin continu d'allègement des véhicules et d'accroissement de la sécurité. C'est ainsi que l'on a proposé plusieurs familles d'aciers offrant différents niveaux de résistance :
  • On a tout d'abord proposé des aciers comportant des éléments de micro-alliage dont le durcissement est obtenu simultanément par précipitation et par affinement de la taille de grains. Le développement de ces aciers a été suivi par celui d'aciers « Dual-Phase » où la présence de martensite au sein d'une matrice ferritique permet d'obtenir une résistance supérieure à 450MPa associée à une bonne aptitude au formage à froid.
  • Dans le but d'obtenir des niveaux de résistance encore supérieurs, on a développé des aciers présentant un comportement « TRIP » (Transformation Induced Plasticity ») avec des combinaisons de propriétés (résistance-aptitude à la déformation) très avantageuses : ces propriétés sont liées à la structure de ces aciers constituée d'une matrice ferritique comportant de la bainite et de l'austénite résiduelle. L'austénite résiduelle est stabilisée grâce à une addition de silicium ou d'aluminium, ces éléments retardant la précipitation des carbures dans l'austénite et dans la bainite. La présence d'austénite résiduelle confère une ductilité élevée à une tôle non déformée. Sous l'effet d'une déformation ultérieure, par exemple lors d'une sollicitation uniaxiale, l'austénite résiduelle d'une pièce en acier TRIP se transforme progressivement en martensite, ce qui se traduit par une consolidation importante et retarde l'apparition d'une striction.
  • Pour atteindre une résistance encore plus élevée, c'est à dire un niveau supérieur à 800-1000 MPa, on a développé des aciers multiphasés à structure majoritairement bainitiques : dans l'industrie automobile ou dans l'industrie générale, ces aciers sont utilisés avec profit pour des pièces structurales telles que traverses de pare-chocs, montants, renforts divers, pièces d'usures résistantes à l'abrasion. L'aptitude à la mise en forme de ces pièces requiert cependant simultanément un allongement suffisant, supérieur à 10% ainsi qu'un rapport (limite d'élasticité/résistance) pas trop élevé de façon à disposer d'une réserve de plasticité suffisante.
  • Le brevet US 6,364,968 décrit la fabrication de tôles laminées à chaud micro-alliées au niobium ou au titane, d'une résistance supérieure à 780MPa de structure bainitique ou bainito-martensitique comportant au moins 90% de bainite avec une taille de grain inférieure à 3 micromètres : les exemples de réalisation dans le brevet montrent que la résistance obtenue dépasse à peine 1200MPa, conjointement à un rapport Re/Rm supérieur à 0,75. On note également que les carbures présents dans ce type de structure très majoritairement bainitique conduisent à un endommagement mécanique en cas de sollicitation, par exemple dans des essais d'expansion de trous.
  • Le brevet US 4,472,208 décrit également la fabrication de tôles d'acier laminées à chaud micro-alliées au titane à structure majoritairement bainitique, comprenant au moins 10% de ferrite, et préférentiellement 20 à 50% de ferrite, ainsi qu'une précipitation de carbures de titane TiC. En raison de l'importante quantité de ferrite, la résistance des nuances fabriquées selon cette invention est cependant inférieure à 1000MPa, valeur qui peut être insuffisante pour certaines applications.
  • Le brevet JP2004332100 décrit la fabrication de tôles laminées à chaud à résistance supérieure à 800 MPa, à structure majoritairement bainitique, contenant moins de 3% d'austénite résiduelle. Afin d'obtenir des valeurs élevées de résistance, des additions coûteuses de niobium doivent cependant être effectuées.
  • Le brevet JP2004190063 décrit la fabrication de tôles d'acier laminées à chaud à haute résistance dont le produit résistance-allongement est supérieur à 20000 MPa.%, et contenant de l'austénite. Ces aciers contiennent cependant des additions coûteuses de cuivre, en relation avec la teneur en soufre.
  • La présente invention a pour but de résoudre les problèmes évoqués ci-dessus. Elle vise à mettre à disposition un acier laminé à chaud présentant une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa conjointement avec une bonne formabilité à froid, un rapport Re/Rm inférieur à 0,75, un allongement à rupture supérieur à 10%. L'invention vise également à mettre à disposition un acier peu sensible à l'endommagement lors de la découpe par un procédé mécanique.
  • Elle vise également à disposer d'un acier présentant une bonne ténacité de façon à résister à la propagation brutale d'un défaut, notamment en cas de sollicitation dynamique. On recherche une énergie de rupture Charpy V supérieure à 28 Joules à 20°C. Elle vise également à disposer d'un acier présentant une bonne aptitude au soudage au moyen des procédés d'assemblage usuels dans une gamme d'épaisseur allant de 1 à plus de 30 millimètres, notamment lors du soudage par résistance par points ou à l'arc, en particulier en soudage MAG (« Metal Active Gas »). L'invention vise également à mettre à disposition un acier dont la composition ne comporte pas d'élément de micro-alliage coûteux tels que le titane, le niobium ou le vanadium. De la sorte, le coût de fabrication est abaissé et les schémas de fabrication thermomécaniques sont simplifiés. Elle vise encore à mettre à disposition un acier présentant une limite d'endurance en fatigue très élevée. L'invention vise de plus à mettre à disposition un procédé de fabrication dont de faibles variations des paramètres n'entraînent pas de modifications importantes de la microstructure ou des propriétés mécaniques.
  • Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition contient, les teneurs étant exprimées en poids : 0,10% ≤ C ≤ 0,25%, 1%≤ Mn ≤ 3%, Al ≥ 0,015 %, Si≤1,985%, Mo ≤ 0,30%, Cr ≤ 1,5%, S ≤ 0,015%, P≤ 0,1%, Co≤1,5%, B ≤ 0,005%, étant entendu que 1% ≤Si+Al ≤2%, Cr+(3 x Mo) ≥0,3%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de l'acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
  • Préférentiellement, la teneur en carbone de la tôle d'acier est telle que : 0,10% ≤ C ≤ 0,15%.
  • Préférentiellement encore, la teneur en carbone est telle que : 0,15% < C ≤ 0,17%.
  • Selon un mode préféré, la teneur en carbone est telle que : 0,17% < C ≤ 0,22%.
  • Préférentiellement, la teneur en carbone est telle que : 0,22% < C ≤ 0,25%
  • Selon un mode de réalisation préféré, la composition de l'acier comprend :1% ≤Mn ≤ 1,5%.
  • Préférentiellement encore, la composition de l'acier est telle que : 1,5% <Mn ≤ 2,3%.
  • A titre préférentiel, la composition de l'acier comprend : 2,3% <Mn ≤ 3%
  • Selon un mode préféré, la composition de l'acier comprend : 1,2% ≤Si ≤ 1,8%.
  • Préférentiellement, la composition de l'acier comprend: 1,2% ≤Al ≤ 1,8%.
  • Selon un mode préféré, la composition de l'acier est telle que : Mo ≤0,010%.
  • L'invention a également pour objet une tôle d'acier dont la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1% en poids.
  • L'invention a également pour objet une tôle d'acier, comportant des carbures entre les lattes de bainite, dont le nombre N de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface est inférieur ou égal à 50000/mm2.
  • L'invention a également pour objet une tôle d'acier comportant des îlots de martensite-austénite résiduelle, dont le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation L max L min
    Figure imgb0001
     est inférieur à 4, est inférieur à 14000/mm2.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%,selon lequel :
    • on approvisionne un acier de composition ci-dessus
    • on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    • on porte le demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    • on lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
    • puis on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température de transformation TFR de telle sorte que la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR soit comprise entre 50 et 90°C/s et que la température TFR soit comprise entre B'S et MS+50°C, B'S désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et MS désignant la température de début de transformation martensitique, puis
    • on refroidit la tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
    • la température B's étant égale à Bs lorsque la vitesse V'R est supérieure ou égale à 0,08°C/min et inférieure ou égale à 2°C/min
    • la température B's étant égale à Bs+60°C lorsque la vitesse V'R est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel
    • on approvisionne un acier de composition ci-dessus
    • on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    • on porte le demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    • on lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
    • on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R de telle sorte que la microstructure de l'acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids.
  • L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R de telle sorte que le nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2.
  • L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation L max L min
    Figure imgb0002
     est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2.
  • L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon les caractéristiques décrites ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans le domaine automobile.
  • L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon les caractéristiques décrites ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de renforts et pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à l'abrasion.
  • D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront au cours de la description ci-dessous, donnée à titre d'exemple et faite en référence aux figures annexée ci-jointe selon lesquelles :
    • La figure 1 présente une description schématique d'un mode de réalisation du procédé de fabrication selon l'invention, en relation avec un diagramme de transformation à partir de l'austénite.
    • La figure 2 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention.
  • Dans des conditions de refroidissement usuelles après laminage à chaud, un acier contenant environ 0,2%C et 1,5%Mn se transforme, lors d'un refroidissement effectué à partir de l'austénite, en bainite composée de lattes de ferrite et de carbures. De plus, la microstructure peut contenir une quantité plus ou moins importante de ferrite pro-eutectoïde formée à température relativement élevée. Cependant, la limite d'écoulement de ce constituant est faible, si bien qu'il n'est pas possible d'obtenir un niveau de résistance très élevé lorsque ce constituant est présent. Les aciers selon l'invention ne comportent pas de ferrite pro-eutectoïde. De la sorte, la résistance mécanique est accrue de façon importante, au delà de 1200MPa. Grâce aux compositions selon l'invention, la précipitation de carbures interlattes est également retardée, la microstructure est alors constituée de bainite, d'austénite résiduelle, et de martensite résultant de la transformation de l'austénite. La structure présente de plus un aspect de fins paquets bainitiques (un paquet désignant un ensemble de lattes parallèles au sein d'un même ancien grain austénitique) dont la résistance et la ductilité sont supérieures à celles de la ferrite polygonale. La taille des lattes de bainite est de l'ordre de quelques centaines de nanomètres, la taille des paquets de lattes, de l'ordre de quelques micromètres.
  • En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle très important sur la formation de la microstructure et sur les propriétés mécaniques: A partir d'une structure austénitique formée à haute température après laminage d'une tôle à chaud, une transformation bainitique intervient, et des lattes de ferrite bainitique sont formées initialement au sein d'une matrice encore majoritairement austénitique. En raison de la solubilité très inférieure du carbone dans la ferrite par rapport à celle dans l'austénite, le carbone est rejeté entre les lattes. Grâce à certains éléments d'alliage présents dans les compositions selon l'invention, en particulier grâce aux additions combinées de silicium et d'aluminium, la précipitation de carbures, notamment de cémentite, intervient de façon très limitée. Ainsi, l'austénite interlattes, non encore transformée, s'enrichit progressivement en carbone pratiquement sans qu'une précipitation significative de carbures n'intervienne à l'interface austénite-bainite. Cet enrichissement est tel que l'austénite est stabilisée, c'est à dire que la transformation martensitique de la plus grande partie de cette austénite n'intervient pratiquement pas lors du refroidissement jusqu'à la température ambiante. Une quantité limitée de martensite apparaît sous forme d'îlots, contribuant à l'augmentation de la résistance.
  • Le carbone retarde également la formation de la ferrite pro-eutectoïde dont la présence doit être évitée pour obtenir des niveaux élevés de résistance mécanique.
  • Selon l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,25% en poids : Au dessous de 0,10%, une résistance suffisante ne peut pas être obtenue et la stabilité de l'austénite résiduelle n'est pas satisfaisante. Au delà de 0,25%, la soudabilité est réduite par en raison de la formation de microstructures de faible ténacité dans la Zone Affectée par la Chaleur ou dans la zone fondue en conditions de soudage autogène.
  • Selon un premier mode préféré, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,15% : au sein de cette plage, la soudabilité est très satisfaisante et la ténacité obtenue est particulièrement élevée. La fabrication par coulée continue est particulièrement aisée en raison d'un mode de solidification favorable.
  • Selon un second mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,15% et inférieure ou égale à 0,17% : au sein de cette plage, la soudabilité est satisfaisante et la ténacité obtenue est élevée.
  • Selon un troisième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,17% et inférieure ou égale à 0,22%: cette gamme de compositions combine de façon optimale des propriétés de résistance d'une part, de ductilité, de ténacité et de soudabilité d'autre part.
  • Selon un quatrième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,22% et inférieure ou égale à 0,25% : on obtient de la sorte les niveaux de résistance mécanique les plus élevées au prix d'une légère diminution de la ténacité.
  • En quantité comprise entre 1 et 3% en poids, une addition de manganèse, élément à caractère gammagène, stabilise l'austénite en abaissant la température de transformation Ar3. Le manganèse contribue également à désoxyder l'acier lors de l'élaboration en phase liquide. L'addition de manganèse participe également à un durcissement efficace en solution solide et à l'obtention d'une résistance accrue. Préférentiellement, le manganèse est compris entre 1 et 1,5% : on combine de la sorte un durcissement satisfaisant sans risque de formation de structure en bandes néfaste. Préférentiellement encore, la teneur en manganèse est supérieure à 1,5% et inférieure ou égale à 2,3%. De la sorte, les effets recherchés ci-dessus sont obtenus sans pour autant augmenter de façon excessive la trempabilité dans les assemblages soudés. A titre également préférentiel, le manganèse est supérieur à 2,3% et inférieur ou égal à 3%. Au delà de 3%, le risque de précipitation de carbures ou de formation de structures en bandes néfaste, devient trop important. Dans les conditions définies selon l'invention, en combinaison avec les additions de molybdène et/ou de chrome, une résistance supérieure à 1300MPa peut être obtenue.
  • Le silicium et l'aluminium, de façon conjointe, jouent un rôle important selon l'invention .
  • Le silicium inhibe la précipitation de la cémentite lors du refroidissement à partir de l'austénite en retardant considérablement la croissance des carbures : ceci provient du fait que la solubilité du silicium dans la cémentite est très faible et que cet élément augmente l'activité du carbone dans l'austénite : de la sorte, si un germe éventuel de cémentite se forme à l'interface ferrite-austénite, le silicium est rejeté à l'interface. L'activité du carbone est alors augmentée dans cette zone austénitique enrichie en silicium. La croissance de la cémentite est alors ralentie puisque le gradient de carbone entre la cémentite et la zone austénitique avoisinante est réduit. Une addition de silicium contribue donc à stabiliser une quantité suffisante d'austénite résiduelle sous forme de films fins qui augmentent localement la résistance à l'endommagement et qui évitent la formation de carbures fragilisants.
  • L'aluminium est un élément très efficace pour la désoxydation de l'acier. A ce titre, sa teneur est supérieure ou égale à 0,015%. Comme le silicium, il est très peu soluble dans la cémentite et stabilise l'austénite résiduelle.
  • On a mis en évidence que les effets de l'aluminium et du silicium sur la stabilisation de l'austénite sont très semblables: Lorsque les teneurs en silicium et en aluminium sont telles que : 1%≤Si+Al≤2%, une stabilisation satisfaisante de l'austénite est obtenue, qui permet de former les microstructures recherchées tout en conservant des propriétés d'usage satisfaisantes. Compte tenu du fait que la teneur minimale en aluminium est de 0,015%, la teneur en silicium est inférieure ou égale à 1,985%.
  • Préférentiellement, la teneur en silicium est comprise entre 1,2 et 1,8% : de la sorte, on évite la précipitation de carbures et l'on obtient une excellente soudabilité ; on ne constate pas de fissuration en soudage MAG, avec une latitude suffisante en termes de paramètres de soudage. Les soudures par résistance par points sont également exemptes de défauts. Par ailleurs, comme le silicium stabilise la phase ferritique, une quantité inférieure ou égale à 1,8% permet d'éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde indésirable. Une addition excessive de silicium provoque également la formation d'oxydes fortement adhérents et l'apparition éventuelle de défauts de surface, conduisant notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé.
  • Préférentiellement encore, ces effets sont obtenus lorsque la teneur en aluminium est comprise entre 1,2 et 1,8%. A teneur équivalente, les effets de l'aluminium sont en effet très semblables à ceux constatés ci-dessus pour le silicium. Le risque d'apparition de défauts superficiels est cependant réduit.
  • Le molybdène retarde la transformation bainitique, contribue au durcissement par solution solide et affine également la taille des lattes bainitiques formées. Selon l'invention, la teneur en molybdène est inférieure ou égale à 0,3% pour éviter la formation excessive de structures de trempe.
  • En quantité inférieure à 1,5%, le chrome a un effet sensiblement analogue au molybdène puisqu'il contribue également à éviter la formation de ferrite proeutectoïde ainsi qu'au durcissement et à l'affinement de la microstructure bainitique.
  • Selon l'invention, les teneurs en chrome et le molybdène sont telles que : Cr+(3 x Mo) ≥0,3%.
  • Les coefficients du chrome et du molybdène dans cette relation traduisent l'aptitude respective plus ou moins grande de ces deux éléments à retarder la transformation ferritique: lorsque l'inégalité ci-dessus est satisfaite, la formation de ferrite pro-eutectoïde est évitée dans les conditions de refroidissement spécifiques selon l'invention.
  • Cependant, le molybdène est un élément coûteux : les inventeurs ont mis en évidence que l'on pouvait fabriquer un acier de façon particulièrement économique en limitant la teneur en molybdène à 0,010% et en compensant cette réduction par une addition de chrome pour respecter la relation : Cr+(3 x Mo) ≥0,3%.
  • En quantité supérieure à 0,015%, le soufre tend à précipiter en quantité excessive sous forme de sulfures de manganèse qui réduisent fortement l'aptitude à la mise en forme.
  • Le phosphore est un élément connu pour ségréger aux joints de grains. Sa teneur doit être limitée à 0,1% de façon à maintenir une ductilité à chaud suffisante. Les limitations en soufre et en phosphore permettent également d'obtenir une bonne soudabilité en soudage par points.
  • L'acier peut également comprendre du cobalt: en quantité inférieure ou égale à 1,5%, cet élément durcissant permet d'augmenter la teneur en carbone dans l'austénite résiduelle. La quantité doit être également limitée pour des raisons de coûts.
  • L'acier peut également comprendre du bore en quantité inférieure ou égale à 0,005%. Une telle addition augmente la trempabilité et contribue à la suppression de la ferrite pro-eutectoïde. Il permet d'aussi d'augmenter les niveaux de résistance.
  • Le reste de la composition est constitué d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, telles que par exemple l'azote.
  • Selon l'invention, la microstructure de l'acier est constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%, ces teneurs se référant à des pourcentages surfaciques. Cette structure bainitique majoritaire, sans ferrite proeutectoïde, confère une très bonne résistance à un endommagement mécanique ultérieur.
  • La microstructure de la tôle laminée à chaud selon l'invention contient une quantité supérieure ou égale à 5% d'austénite résiduelle, que l'on préfère riche en carbone, stabilisée à température ambiante notamment par les additions de silicium et d'aluminium. L'austénite résiduelle se présente sous forme d'îlots et de films interlattes dans la bainite, allant de quelques centièmes de micromètres à quelques micromètres. Sous l'effet d'une déformation ultérieure, l'austénite résiduelle d'une pièce fabriquée à partir de la tôle laminée à chaud se transforme progressivement en martensite. Cette dernière possède une dureté très élevée en raison de sa teneur élevée en carbone. Cette transformation se traduit par une consolidation importante et repousse l'apparition de la striction.
  • Une quantité d'austénite résiduelle inférieure à 5% ne permet pas que les films interlattes augmentent de façon significative la résistance à l'endommagement.
  • Préférentiellement, la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1 % afin de réduire la formation des carbures et d'obtenir une austénite résiduelle suffisamment stable à température ambiante.
  • La figure 2 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention : L'austénite résiduelle A en teneur surfacique ici égale à 7%, apparaît en blanc, sous forme d'îlots ou de films. La martensite M, en teneur surfacique ici égale à 15%, se présente ici sous la forme de constituant très sombre sur une matrice bainitique B apparaissant en gris.
  • Au sein de certains îlots, la teneur locale en carbone et donc la trempabilité locale peuvent varier. L'austénite résiduelle est alors associée localement à de la martensite au sein de ces îlots, que l'on désigne sous le terme d'îlots « M-A », associant Martensite et Austénite résiduelle. Dans le cadre de l'invention, on a mis en évidence qu'une morphologie spécifique des îlots M-A était à rechercher particulièrement. La morphologie des îlots M-A peut être révélée au moyen de réactifs chimiques appropriés et connus en eux-mêmes : après attaque chimique, les îlots M-A apparaissent par exemple en blanc sur une matrice bainitique plus ou moins sombre. On observe ces îlots par microscopie optique à des grandissements allant de 500 à 1500x environ sur une surface qui présente une population statistiquement représentative. On détermine, par exemple au moyen d'un logiciel d'analyse d'images connu en lui-même, tel que par exemple le logiciel Visilog® de la société Noesis, la taille maximale Lmax et minimale Lmin de chacun des îlots. Le rapport entre la taille maximale et minimale L max L min
    Figure imgb0003
     caractérise le facteur d'élongation d'un îlot donné. Selon l'invention, une ductilité particulièrement élevée est obtenue en réduisant le nombre NMA d'îlots M-A dont la longueur maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à 4. Ces îlots massifs et de grande taille se révèlent des zones d'amorçage privilégiées lors d'une sollicitation mécanique ultérieure. Selon l'invention, le nombre d'îlots NMA par unité de surface doit être inférieur à 14000/mm2.
  • La structure des aciers selon l'invention contient également, en complément de la bainite et de l'austénite résiduelle, de la martensite en quantité supérieure ou égale à 2% : cette caractéristique permet un durcissement supplémentaire qui permet d'obtenir une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa.
  • Préférentiellement, le nombre de carbures situés en position interlattes, généralement plus grossiers, de taille supérieure à 0,1 micromètre, est limité. Ces carbures peuvent être observés par exemple en microscopie optique à un grandissement supérieur ou égal à 1000x. On a mis en évidence que N, nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface, devait être inférieur à 50000/mm2, faute de quoi l'endommagement devient excessif en cas de sollicitation ultérieure, par exemple lors d'essais d'expansion de trous. De plus, la présence excessive des carbures peut être à l'origine d'un amorçage précoce de la rupture et d'une réduction de la ténacité.
  • La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud selon l'invention est la suivante :
    • On approvisionne un acier de composition selon l'invention
    • On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots, ou en continu sous forme de brames d'épaisseur de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la coulée sous forme de brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur, ou de bandes minces, entre cylindres d'acier contra-rotatifs.
  • Les demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température supérieure à 1150°C pour atteindre en tout point une température favorable aux déformations élevées que va subir l'acier lors du laminage.
  • Naturellement, dans le cas d'une coulée directe de brames minces ou de bandes minces entre cylindres contra-rotatifs, l'étape de laminage à chaud de ces demi-produits débutant à plus de 1150°C peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.
  • On lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est totalement austénitique jusqu'à une température de fin de laminage TFL, en référence à la figure 1 annexée. Cette figure présente un schéma de fabrication thermomécanique 1 selon l'invention, ainsi qu'un diagramme de transformation indiquant les domaines de transformation ferritique 2 bainitique 3 et martensitique 4.
  • On effectue ensuite un refroidissement contrôlé, débutant à une température TDR, située au dessus de Ar3 (température de début de transformation ferritique à partir de l'austénite) et finissant à une température TFR (température de fin de refroidissement) La vitesse moyenne de refroidissement entre TDR et TFR est égale à VR. Ce refroidissement et la vitesse VR associée sont qualifiés de primaire. Selon l'invention, la vitesse VR est comprise entre 50 et 90°C/s : Lorsque la vitesse de refroidissement est inférieure à 50°C/s, il se forme de la ferrite pro-eutectoïde, néfaste pour obtenir des caractéristiques élevées de résistance. Selon l'invention, on évite ainsi la transformation ferritique à partir de l'austénite. Lorsque la vitesse VR est supérieure à 90°C/s, il existe un risque de former de la martensite et de faire apparaître une structure hétérogène. La gamme de refroidissement selon l'invention est avantageuse d'un point de vue industriel, car il n'est pas nécessaire de refroidir très rapidement la tôle après le laminage à chaud, par exemple à une vitesse de l'ordre de 200°C/s, ce qui évite la nécessité d'installations spécifiques coûteuses. La gamme de vitesse de refroidissement selon l'invention peut être obtenue par pulvérisation d'eau ou de mélange air-eau, en fonction de l'épaisseur de la tôle.
  • Après cette première phase de refroidissement rapide, on procède à une phase de refroidissement plus lent, dit secondaire, qui débute à une température TFR comprise entre B'S et MS+50°C et qui s'achève à la température ambiante. La vitesse de refroidissement secondaire est désignée par V'R. MS désigne la température de début de transformation martensitique. La température B'S est définie par rapport à la température BS, température de début de transformation bainitique de la façon suivante :
    • Lorsqu'on effectue un refroidissement secondaire très lent à une vitesse V'R comprise entre 0,08°C/min et 2°C/min, B'S= BS, température de début de transformation bainitique. Cette température BS peut être déterminée expérimentalement ou évaluée à partir de la composition au moyen de formules connues en elles-mêmes. La figure 1 illustre ce premier mode de fabrication.
    • Lorsque, à partir de TFR, on refroidit la tôle laminée à chaud à une vitesse comprise V'R supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min, B'S= Bs+ 60°C.
  • Le premier cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur les plus fines, jusqu'à environ 15mm, bobinées à chaud, et donc refroidies lentement après l'opération de bobinage. Le second cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur plus importante non bobinées à chaud : selon l'épaisseur des tôles, les vitesses de refroidissement supérieures à 2°C/min et inférieures ou égales à 600°C/min correspondent à un refroidissement légèrement accéléré ou à un refroidissement à l'air.
  • Lorsque la température de fin de refroidissement est supérieure à B's, l'enrichissement en carbone de l'austénite n'est pas suffisant: après refroidissement complet, on forme des carbures ou des îlots de martensite.
  • On peut obtenir de la sorte un acier ayant une structure « Dual-Phase » mais dont la combinaison de propriétés (résistance-ductilité) est inférieure à celle de l'invention. Ces structures présentent également une plus grande sensibilité à l'endommagement que celles de l'invention.
  • Lorsque la température de fin de refroidissement est inférieure à Ms+50°C, l'enrichissement en carbone de l'austénite est excessif. Dans certaines conditions industrielles, il existe un risque de formation d'une structure en bandes marquée et de transformation martensitique trop importante.
  • Ainsi, dans les conditions selon l'invention, le procédé présente une faible sensibilité à une variation des paramètres de fabrication.
  • Le refroidissement secondaire associé à une température TFR comprise entre B'S et MS+50°C permet de contrôler la transformation bainitique à partir de l'austénite, d'enrichir localement cette austénite de façon à la stabiliser, et d'obtenir un rapport (bainite/austénite résiduelle/martensite) approprié.
  • Dans le cadre de l'invention, on peut également ajuster la vitesse primaire VR entre Ar3 et Ar1, la température de fin de refroidissement TFR, la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la microstructure de l'acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%. Ces paramètres peuvent être également ajustés pour obtenir une morphologie et une nature particulière des îlots M-A, en particulier choisis pour que le nombre NMA d'îlots de martensite-austénite résiduelle dont la taille est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2. Ces paramètres peuvent être également ajustés pour que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids. Les paramètres VR, TFR, V'R peuvent être également ajustés pour que le nombre N de carbures bainitiques de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2.
    • Exemple :
  • On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral. Outre les aciers I-1 à I-7 ayant servi à la fabrication de tôles selon l'invention, on a indiqué à titre de comparaison la composition d'aciers R-1 à R-9 ayant servi à la fabrication de tôles de référence.
    Figure imgb0004
  • Des demi-produits correspondant aux compositions ci-dessus ont été réchauffés à 1200°C et laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 3 mm ou 12mm dans un domaine de température où la structure est entièrement austénitique. Les températures de début de refroidissement TDR, comprises entre 820 et 945°C, se situent également dans le domaine austénitique. Les vitesses de refroidissement VR entre TDR et TFR, les températures de fin de refroidissement TFR, les vitesses de refroidissement secondaires V'R ont été portées au tableau 2. A partir d'une même composition, certains aciers (I-1, I-2, I-3, I-5, R-7) ont fait l'objet de différentes conditions de fabrication. Les références I-1a, I-1b et I-1c désignent par exemple trois tôles d'aciers fabriquées selon des conditions différentes à partir de la composition d'acier I-1. Les tôles d'acier I-1a à c, I-4, I-5a et b, R-6, ont une épaisseur de 12mm, les autres tôles de 3mm. Le tableau 2 indique également les températures de transformation B's et Ms+50°C calculées à partir des compositions chimiques au moyen des expressions suivantes, les compositions étant exprimées en pourcentage pondéral : B s °C = 830 - 270 C - 90 Mn - 37 Ni - 70 Cr - 83 Mo
    Figure imgb0005
     M s °C = 561 - 474 C - 33 Mn - 17 Ni - 17 Cr - 21 Mo
    Figure imgb0006
  • On a également indiqué les différents constituants microstructuraux mesurés par microscopie quantitative : fraction surfacique de bainite, d'austénite résiduelle par diffraction de rayons X ou par sigmamétrie, et de martensite.
  • Les Îlots M-A ont été mis en évidence par le réactif de Klemm. Leur morphologie a été examinée au moyen d'un logiciel d'analyse d'images de façon à déterminer le paramètre NMA. Dans certains cas, on a examiné la présence éventuelle de carbures de taille supérieure à 0,1 micromètre au sein de la phase bainitique, au moyen d'une attaque Nital et d'une observation en microscopie optique à fort grossissement. Le nombre N (/mm2) de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre a été déterminé.
    Figure imgb0007
  • Les propriétés mécaniques de traction obtenues (limite d'élasticité Re, résistance Rm, allongement uniforme Au, allongement à rupture At) ont été portées au tableau 3 ci-dessous. Le rapport Re/Rm a été également indiqué.
  • Dans certains cas on a déterminé l'énergie de rupture KCV à 20°C à partir d'éprouvettes de résilience V.
  • Par ailleurs, on a évalué l'endommagement lié à une découpe (cisaillage ou poinçonnage par exemple) qui pourrait éventuellement diminuer les capacités de déformation ultérieure d'une pièce découpée. Dans ce but, on a découpé par cisaillage des éprouvettes de dimension 20 x 80 mm2. Une partie de ces éprouvettes a été ensuite soumise à un polissage des bords. Les éprouvettes ont été revêtues de grilles photodéposées puis soumises à une traction uniaxiale jusqu'à rupture. Les valeurs des déformations principales ε1 parallèles au sens de la sollicitation ont été mesurées au plus près de l'amorçage de la rupture à partir des grilles déformées. Cette mesure a été effectuée sur les éprouvettes à bords découpés mécaniquement et sur les éprouvettes à bords polis. La sensibilité à la découpe est évaluée par le facteur d'endommagement : Δ = ε1(bords découpés)-ε1(bords polis)/ ε1(bords polis).
  • On a également évalué l'aptitude au soudage à l'arc (procédé MAG) et par résistance par points, de ces tôles d'aciers.
    Figure imgb0008
  • Les tôles d'aciers I-1 à I-7 conformes à l'invention présentent une combinaison de propriétés mécaniques particulièrement avantageuse : d'une part une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa, d'autre part un allongement à rupture supérieur à 10% et un rapport Re/Rm inférieur à 0,75 assurant une bonne formabilité. Les aciers selon l'invention présentent également une énergie de rupture Charpy V à température ambiante supérieure à 28 Joules. Cette haute ténacité permet la fabrication de pièces
    Figure imgb0009
  • Les tôles d'aciers I-1 à I-7 conformes à l'invention présentent une combinaison de propriétés mécaniques particulièrement avantageuse : d'une part une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa, d'autre part un allongement à rupture supérieur à 10% et un rapport Re/Rm inférieur à 0,75 assurant une bonne formabilité. Les aciers selon l'invention présentent également une énergie de rupture Charpy V à température ambiante supérieure à 28 Joules. Cette haute ténacité permet la fabrication de pièces résistant à la propagation brutale d'un défaut notamment en cas de sollicitations dynamiques. Les microstructures des aciers selon l'invention présentent un nombre d'îlots NMA inférieur à 14000/mm2.
  • En particulier, les tôles d'acier I-2a et I-5a présentent une faible proportion surfacique d'îlots M-A massifs et de grande taille, respectivement de 10500 et 13600 composés par mm2.
  • Les aciers selon l'invention présentent également une bonne résistance à l'endommagement en cas de découpe, puisque le facteur d'endommagement Δ est limité à -12 ou -13%.
  • Ces aciers présentent également une bonne aptitude au soudage homogène MAG : pour des paramètres de soudage adaptés aux épaisseurs rapportés ci-dessus, les joints soudés à clin sont exempts de fissures à froid ou à chaud. Un constat similaire peut être dressé en soudage homogène par résistance par point.
  • L'acier R-1 a une teneur insuffisante en chrome et/ou en molybdène. Les conditions de refroidissement relatives aux aciers R-1 à R-3 (VR trop élevée, TFR trop faible) ne sont pas appropriées pour la formation d'une structure bainitique fine et d'une austénite résiduelle instable. L'absence de martensite ne permet pas un durcissement suffisant, la résistance est nettement inférieure à 1200MPa et le rapport Re/Rm est excessif.
  • Dans le cas des tôles d'acier R-4 et R-5, la vitesse de refroidissement trop rapide après laminage ne permet pas d'obtenir une quantité de bainite suffisamment importante. Les îlots M-A formés sont relativement grossiers. Dans le cas de la tôle d'acier R-4, le nombre de composés NMA est de 14700/mm2. La fraction bainitique et la résistance de ces aciers sont insuffisantes. La tôle d'acier R-4 comportant un grand nombre de carbures (N>50000/mm2) présente une sensibilité excessive à l'endommagement comme en témoigne la valeur du facteur d'endommagement : Δ=-48%.
  • L'acier R-6 comporte une teneur en carbone excessive. La tôle d'acier R-6 présente en conséquence une résistance insuffisante à la propagation brutale d'un défaut puisque son énergie de rupture Charpy V à 20°C est très inférieure à 28 Joules.
  • Les tôles d'acier R-7a et R7-b ont également une teneur en carbone excessive. La température de transition au niveau 28 Joules, estimée à partir d'éprouvettes d'épaisseur réduite, est supérieure à la température ambiante, témoignant d'une ténacité médiocre. L'aptitude au soudage est réduite. On notera que, en dépit de leur teneur en carbone plus élevée, ces tôles d'acier ne présentent pas une résistance mécanique supérieure à celle des aciers de l'invention.
  • La tôle d'acier R-8 comportant une teneur excessive en carbone a été refroidie trop lentement : de ce fait, l'austénite résiduelle est très enrichie en carbone et la formation de martensite n'a pu se produire. La résistance obtenue est donc insuffisante.
  • La tôle d'acier R-9 a été refroidie à une vitesse excessive jusqu'à une température de fin de refroidissement trop basse. En conséquence, la structure est presque totalement martensitique et l'allongement à rupture est insuffisant.
  • Ainsi, l'invention permet la fabrication de tôles d'aciers à matrice bainitique sans addition d'éléments coûteux de microalliage. Celles-ci allient une très haute résistance et une ductilité élevée. Grâce à leur résistance élevée, ces tôles d'acier sont adaptées à la fabrication d'éléments subissant des sollicitations mécaniques cycliques. Les tôles d'aciers selon l'invention sont utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort dans le domaine automobile et de l'industrie générale.

Claims (21)

  1. Tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport limite d'élasticité/résistance Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition contient, les teneurs étant exprimées en poids : 0 , 10 % ≤ C ≤ 0 , 25 %
    Figure imgb0010
    1 % ≤ Mn ≤ 3 %
    Figure imgb0011
    Al ≥ 0 , 015 %
    Figure imgb0012
    Si ≤ 1 , 985 %
    Figure imgb0013
    Mo ≤ 0 , 30 %
    Figure imgb0014
    Cr ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0015
    S ≤ 0 , 015 %
    Figure imgb0016
    P ≤ 0 , 1 %
    Figure imgb0017
    Co ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0018
    B ≤ 0 , 005 %
    Figure imgb0019
    étant entendu que 1 % ≤ Si + Al ≤ 2 % ,
    Figure imgb0020
    Cr + 3 × Mo ≥ 0 , 3 % ,
    Figure imgb0021
    le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure dudit acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%
  2. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 10 % ≤ C ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0022
  3. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 15 % < C ≤ 0 , 17 %
    Figure imgb0023
  4. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 17 % < C ≤ 0 , 22 %
    Figure imgb0024
  5. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 22 % < C ≤ 0 , 25 %
    Figure imgb0025
  6. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 % ≤ Mn ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0026
  7. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 , 5 % < Mn ≤ 2 , 3 %
    Figure imgb0027
  8. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 2 , 3 % < Mn ≤ 3 %
    Figure imgb0028
  9. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 , 2 % ≤ Si ≤ 1 , 8 %
    Figure imgb0029
  10. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 , 2 % ≤ Al ≤ 1 , 8 %
    Figure imgb0030
  11. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : Mo ≤ 0 , 010 %
    Figure imgb0031
  12. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, caractérisée en ce que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1% en poids
  13. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 12, comportant des carbures entre les lattes de bainite, caractérisée en ce que le nombre N desdits carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface est inférieur ou égal à 50000/mm2.
  14. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, comportant des îlots martensite-austénite résiduelle caractérisée en ce que le nombre NMA par unité de surface, desdits îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation (taille maximale Lmax/taille minimale Lmin) est inférieur à 4, est inférieur à 14000/mm2
  15. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel :
    - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 11,
    - on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    - on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    - on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis
    - on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température de transformation TFR de telle sorte que la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR soit comprise entre 50 et 90°C/s et que la température TFR soit comprise entre B'S et MS+50°C, B'S désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et MS désignant la température de début de transformation martensitique, puis
    - on refroidit ladite tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
    - ladite température B's étant égale à Bs lorsque ladite vitesse V'R est comprise entre 0,08 et 2°C/min
    - ladite température B's étant égale à Bs+60°C lorsque ladite vitesse V'R est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
  16. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel:
    - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 11 ,
    - on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    - on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    - on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
    - on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la microstructure dudit acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%
  17. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15 ou 16, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1 % en poids
  18. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 17, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2
  19. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 18, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation L max L min
    Figure imgb0032
     est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2
  20. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 19, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans le domaine automobile.
  21. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 19, pour la fabrication de renforts et pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à l'abrasion
EP06290386A 2006-03-07 2006-03-07 Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites Withdrawn EP1832667A1 (fr)

Priority Applications (19)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP06290386A EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2006-03-07 Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
US12/281,839 US9856548B2 (en) 2006-03-07 2007-02-14 Process for manufacturing steel sheet having very high strength, ductility and toughness characteristics, and sheet thus produced
AT07730968T ATE455875T1 (de) 2006-03-07 2007-02-14 Verfahren zur herstellung eines stahlblechs mit sehr hohen festigkeits-, biegbarkeits- und härteeigenschaften und auf diese weise produziertes blech
ES07730968T ES2339292T3 (es) 2006-03-07 2007-02-14 Procedimiento de fabricacion de chapas de acero con caracteristicas muy elevadas, de resistencia, ductilidad y tenacidad, y chapas asi producidas.
MX2008011274A MX2008011274A (es) 2006-03-07 2007-02-14 Proceso para la manufacturacion de chapas de acero que tienen caracteristicas de resistencia, ductilidad y tenacidad muy altas y chapas producidas de esta manera.
JP2008557785A JP5055300B2 (ja) 2006-03-07 2007-02-14 極めて高い強度、延性および靭性特性を有する鋼板を製造するための方法、ならびにこのように製造された板
PCT/FR2007/000256 WO2007101921A1 (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procede de fabrication de tôles d1acier a tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites
CN2007800159016A CN101437975B (zh) 2006-03-07 2007-02-14 制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材
DE602007004454T DE602007004454D1 (de) 2006-03-07 2007-02-14 Verfahren zur herstellung eines stahlblechs mit sehr hohen festigkeits-, biegbarkeits- und härteeigenschaften und auf diese weise produziertes blech
UAA200811832A UA92075C2 (ru) 2006-03-07 2007-02-14 Стальной лист с высокими показателями прочности, пластичности и твердости, способ его изготовления (варианты) и применение (варианты)
KR1020087024511A KR101073425B1 (ko) 2006-03-07 2007-02-14 매우 높은 강도, 연성 및 인성을 갖는 강 시트 제조 방법 및 이 방법으로 제조된 강 시트
CA2645059A CA2645059C (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procede de fabrication de toles d'acier a tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et toles ainsi produites
EP07730968A EP1994192B1 (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procédé de fabrication de tôles d'acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites
PL07730968T PL1994192T3 (pl) 2006-03-07 2007-02-14 Sposób wytwarzania arkusza blachy o bardzo wysokiej wytrzymałości, ciągliwości i udarności oraz arkusz wytworzony tym sposobem
RU2008139605/02A RU2397268C2 (ru) 2006-03-07 2007-02-14 Способ производства стального листа с очень высокими характеристиками прочности на разрыв, пластичности и ударной прочности и изготовленный по способу лист
BRPI0708649A BRPI0708649B1 (pt) 2006-03-07 2007-02-14 Chapa de aço laminada a quente tendo limite de resistência à tração e características de ductilidade e tenacidade muito altas e processo para fabricação de chapa de aço laminada a quente
ZA200807519A ZA200807519B (en) 2006-03-07 2008-08-28 Process for manufacturing steel sheet having very high tensile strength, ductility and toughness characteristics, and sheet thus produced
MA31209A MA30261B1 (fr) 2006-03-07 2008-09-05 Procede de fabrication de tole d'acier a tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tole ainsi produites.
US15/711,335 US10370746B2 (en) 2006-03-07 2017-09-21 Process for manufacturing steel sheet

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP06290386A EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2006-03-07 Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP1832667A1 true EP1832667A1 (fr) 2007-09-12

Family

ID=36603565

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP06290386A Withdrawn EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2006-03-07 Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
EP07730968A Active EP1994192B1 (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procédé de fabrication de tôles d'acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP07730968A Active EP1994192B1 (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procédé de fabrication de tôles d'acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites

Country Status (17)

Country Link
US (2) US9856548B2 (fr)
EP (2) EP1832667A1 (fr)
JP (1) JP5055300B2 (fr)
KR (1) KR101073425B1 (fr)
CN (1) CN101437975B (fr)
AT (1) ATE455875T1 (fr)
BR (1) BRPI0708649B1 (fr)
CA (1) CA2645059C (fr)
DE (1) DE602007004454D1 (fr)
ES (1) ES2339292T3 (fr)
MA (1) MA30261B1 (fr)
MX (1) MX2008011274A (fr)
PL (1) PL1994192T3 (fr)
RU (1) RU2397268C2 (fr)
UA (1) UA92075C2 (fr)
WO (1) WO2007101921A1 (fr)
ZA (1) ZA200807519B (fr)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2235227A4 (fr) * 2007-12-06 2014-07-02 Posco Feuille d'acier à haute teneur en carbone présentant une résistance à la traction et un allongement de rupture élevés, et procédé de production d'une telle feuille
WO2020079096A1 (fr) * 2018-10-19 2020-04-23 Tata Steel Nederland Technology B.V. Tôle d'acier laminée à chaud à ultra-haute résistance et ayant une aptitude au façonnage améliorée et son procédé de production

Families Citing this family (41)

* 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
FR2958660B1 (fr) * 2010-04-07 2013-07-19 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques a hautes caracteristiques et son procede de fabrication.
RU2445379C1 (ru) * 2010-08-27 2012-03-20 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
CN101942605A (zh) * 2010-09-13 2011-01-12 江小明 一种硅锰钢及其制备方法
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
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
RU2463360C1 (ru) * 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
RU2463359C1 (ru) * 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
RU2452776C1 (ru) * 2011-06-14 2012-06-10 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства листовой стали
CN104160050B (zh) * 2012-03-07 2016-05-18 新日铁住金株式会社 热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材
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
EP2690184B1 (fr) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Cold rolled steel flat product and method for its production
EP2690183B1 (fr) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Produit plat en acier laminé à chaud et son procédé de fabrication
CN104583437A (zh) * 2012-08-15 2015-04-29 新日铁住金株式会社 热压用钢板、其制造方法以及热压钢板构件
DE102012216468B3 (de) * 2012-09-14 2014-01-16 Ebner Industrieofenbau Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Metallbauteils für eine Metallvorrichtung
JP6513568B2 (ja) * 2012-09-14 2019-05-15 ザルツギッター・マンネスマン・プレシジョン・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング 低合金高張力鋼用の合金鋼
RU2516213C1 (ru) * 2012-12-05 2014-05-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ получения металлоизделия с заданным структурным состоянием
RU2519719C1 (ru) * 2012-12-05 2014-06-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства горячего проката из микролегированных сталей
EP2840159B8 (fr) * 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Procédé destiné à la fabrication d'un composant en acier
DE102013224851A1 (de) * 2013-12-04 2015-06-11 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Kettenelement
WO2015088523A1 (fr) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Tôle en acier laminée à froid et recuite
JP5852728B2 (ja) * 2013-12-25 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 熱間成形用鋼板および熱間プレス成形鋼部材の製造方法
EP2905348B1 (fr) * 2014-02-07 2019-09-04 ThyssenKrupp Steel Europe AG Produit en acier plat de haute résistance avec une structure bainitique-martensitique et procédé de fabrication d'un tel produit acier plat
CN106232851B (zh) * 2014-04-23 2018-01-05 新日铁住金株式会社 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
WO2016001700A1 (fr) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de production d'une tôle d'acier à haute résistance présentant une résistance, une ductilité et une aptitude au formage améliorées
WO2016001706A1 (fr) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une tôle d'acier haute résistance ayant une résistance et une aptitude au formage améliorées et feuille ainsi obtenue
WO2016001702A1 (fr) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une tôle d'acier revêtue à haute résistance présentant une résistance, une ductilité et une formabilité améliorées
WO2016001710A1 (fr) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de fabrication d'un acier revêtu à haute résistance ayant une résistance et une ductilité améliorée et tôle obtenue
RU2563569C1 (ru) * 2014-12-22 2015-09-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
WO2016151345A1 (fr) * 2015-03-23 2016-09-29 Arcelormittal Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
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
JP6343842B2 (ja) * 2015-08-14 2018-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材の冷却方法、鋼材の製造方法、鋼材の冷却装置および鋼材の製造設備
RU2638479C1 (ru) * 2016-12-20 2017-12-13 Публичное акционерное общество "Северсталь" Горячекатаный лист из низколегированной стали толщиной от 15 до 165 мм и способ его получения
KR101899687B1 (ko) * 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
WO2018234839A1 (fr) 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal Tôle d'acier revêtue de zinc présentant une soudabilité par points de haute résistance
JP2020012172A (ja) * 2018-07-20 2020-01-23 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
WO2021123887A1 (fr) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à chaud de ténacité élevée et son procédé de fabrication
MX2022011078A (es) * 2020-03-11 2022-09-23 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4472208A (en) 1982-06-28 1984-09-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Hot-rolled high tensile titanium steel plates and production thereof
EP0725156A1 (fr) * 1995-01-31 1996-08-07 CREUSOT LOIRE INDUSTRIE (Société Anonyme) Acier à haute ductilité, procédé de fabrication et utilisation
JPH10298648A (ja) * 1997-04-23 1998-11-10 Nippon Steel Corp 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法
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
FR2847273A1 (fr) * 2002-11-19 2004-05-21 Usinor Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication
JP2004190063A (ja) 2002-12-09 2004-07-08 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性とスポット溶接性を改善した高加工性高強度鋼板およびその製造法
JP2004332100A (ja) 2003-04-17 2004-11-25 Nippon Steel Corp 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
EP1512760A2 (fr) * 2003-08-29 2005-03-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Haute tôle d'acier de la fermeté d'extension excellent l'usinabilité et processus pour son fabrication

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3350945B2 (ja) 1992-01-18 2002-11-25 住友金属工業株式会社 延性，耐食性に優る高張力熱延鋼板と製造法
US5545269A (en) 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
EP0750049A1 (fr) * 1995-06-16 1996-12-27 Thyssen Stahl Aktiengesellschaft Acier ferritique; sa fabrication et son utilisation
JP3540134B2 (ja) * 1997-09-04 2004-07-07 株式会社神戸製鋼所 高強度熱延鋼板及びその製造方法
TW436597B (en) 1997-12-19 2001-05-28 Exxon Production Research Co Process components, containers, and pipes suitable for containign and transporting cryogenic temperature fluids
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
JP3352938B2 (ja) * 1998-03-19 2002-12-03 株式会社神戸製鋼所 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP3854506B2 (ja) * 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
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
US20050150580A1 (en) * 2004-01-09 2005-07-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
EP1676932B1 (fr) * 2004-12-28 2015-10-21 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Tôle d'acier mince à haute résistance, possedant une résistance accrue à la fragilisation par l'hydrogène

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4472208A (en) 1982-06-28 1984-09-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Hot-rolled high tensile titanium steel plates and production thereof
EP0725156A1 (fr) * 1995-01-31 1996-08-07 CREUSOT LOIRE INDUSTRIE (Société Anonyme) Acier à haute ductilité, procédé de fabrication et utilisation
JPH10298648A (ja) * 1997-04-23 1998-11-10 Nippon Steel Corp 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法
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
FR2847273A1 (fr) * 2002-11-19 2004-05-21 Usinor Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication
WO2004048631A1 (fr) * 2002-11-19 2004-06-10 Industeel Creusot Piece d’acier de construction soudable et procede de fabrication
JP2004190063A (ja) 2002-12-09 2004-07-08 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性とスポット溶接性を改善した高加工性高強度鋼板およびその製造法
JP2004332100A (ja) 2003-04-17 2004-11-25 Nippon Steel Corp 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
EP1512760A2 (fr) * 2003-08-29 2005-03-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Haute tôle d'acier de la fermeté d'extension excellent l'usinabilité et processus pour son fabrication

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 1999, no. 02 26 February 1999 (1999-02-26) *
SUGIMOTO K ET AL: "STRETCH-FLANGEABILITY OF A HIGH-STRENGTH TRIP TYPE BAINITIC SHEET STEEL", ISIJ INTERNATIONAL, IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, TOKYO,, JP, vol. 40, no. 9, 2000, pages 920 - 926, XP001182010, ISSN: 0915-1559 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2235227A4 (fr) * 2007-12-06 2014-07-02 Posco Feuille d'acier à haute teneur en carbone présentant une résistance à la traction et un allongement de rupture élevés, et procédé de production d'une telle feuille
WO2020079096A1 (fr) * 2018-10-19 2020-04-23 Tata Steel Nederland Technology B.V. Tôle d'acier laminée à chaud à ultra-haute résistance et ayant une aptitude au façonnage améliorée et son procédé de production

Also Published As

Publication number Publication date
US20180010220A1 (en) 2018-01-11
BRPI0708649A2 (pt) 2011-06-07
MX2008011274A (es) 2008-09-12
MA30261B1 (fr) 2009-03-02
DE602007004454D1 (de) 2010-03-11
JP5055300B2 (ja) 2012-10-24
UA92075C2 (ru) 2010-09-27
ATE455875T1 (de) 2010-02-15
CA2645059C (fr) 2012-04-24
RU2397268C2 (ru) 2010-08-20
ES2339292T3 (es) 2010-05-18
KR101073425B1 (ko) 2011-10-17
RU2008139605A (ru) 2010-04-20
CA2645059A1 (fr) 2007-09-13
US20090107588A1 (en) 2009-04-30
ZA200807519B (en) 2009-05-27
BRPI0708649B1 (pt) 2015-09-29
US9856548B2 (en) 2018-01-02
EP1994192B1 (fr) 2010-01-20
EP1994192A1 (fr) 2008-11-26
CN101437975A (zh) 2009-05-20
CN101437975B (zh) 2011-06-01
PL1994192T3 (pl) 2010-06-30
KR20080106337A (ko) 2008-12-04
WO2007101921A1 (fr) 2007-09-13
JP2009529098A (ja) 2009-08-13
US10370746B2 (en) 2019-08-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1994192B1 (fr) Procédé de fabrication de tôles d&#39;acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites
EP2155915B2 (fr) Procédé de fabrication de tôles d&#39;acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
CA2617879C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier presentant une haute resistance et une excellente ductilite, et toles ainsi produites
EP2171112B1 (fr) Procede de fabrication de tôles d&#39;acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites
EP3783116B1 (fr) Tôles prerevêtues permettant la fabrication de pieces d&#39;acier revêtues et durcies a la presse
CA2680623C (fr) Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil, a ductilite amelioree
EP2707514B1 (fr) Tôle d&#39;acier a hautes caracteristiques mecaniques de resistance, de ductilite et de formabilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
CA2838665C (fr) Tole d&#39;acier laminee a froid et revetue de zinc ou d&#39;alliage de zinc, procede de fabrication et utilisation d&#39;une telle tole
WO2016198940A2 (fr) Acier à haute résistance et procédé de fabrication
EP2707515A1 (fr) Procede de fabrication d&#39;acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.
EP3274483B1 (fr) Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
CA2714218A1 (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier inoxydable austenitique a hautes caracteristiques mecaniques, et toles ainsi obtenues
Garcés et al. Laser welding of ultra high strength steels

Legal Events

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

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LI LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL BA HR MK YU

17P Request for examination filed

Effective date: 20080312

17Q First examination report despatched

Effective date: 20080409

AKX Designation fees paid

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LI LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR

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

Free format text: STATUS: THE APPLICATION IS DEEMED TO BE WITHDRAWN

18D Application deemed to be withdrawn

Effective date: 20081021