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Procédé d'élaboration d'une tôle mince en acier à ultra bas carbone
pour la réalisation de produits emboutis pour emballaae
et tôle mince obtenue
L'invention concerne un procédé d'élaboration d'une tôle mince en
acier à ultra bas carbone pour la réalisation de produits emboutis pour em-
ballage tels que des boîtes et une tôle mince obtenue par le procédé.
Pour la fabrication, par emboutissage, de produits pour emballage en
1 o acier tels que des boîtes pour produits alimentaires ou pour boissons, on
utilise des flans découpés dans des tôles minces dont les caractéristiques
doivent âtre adaptées au procédé de formage par emboutissage.
Les procédés d'emboutissage utilisés pour réaliser les boïtes pour
conserves alimentâires ou pour boissons sont généralement des procédés
d'emboutissage-réemboutissage (DRD) ou d'emboutissage-repassage
(DWI).
Dans l'un et l'autre cas, il est connu d'utiliser des tôles minces à très
bas carbone ou à ultra bas carbone (ULC) dont la teneur pondérale en car-
2o boue est de quelques millièmes de pour cent et généralement inférieure à 8
millièmes de pour cent.
On connaît par exemple par le FR 95-02208 un procédé d'élaboration
d'une tôle mince destinée à la fabrication par emboutissage-repassage,
d'une boîte du type boîte pour boisson, à partir d'un acier ayant la composi-
tion pondérale suivante
- carbone < 0,008 %,
- manganèse compris entre 0,10 et 0,30 %,
- azote < 0, 006 %,
30 - aluminium compris entre 0.01 et 0,06 %,
- phosphore < 0,015 %,
- soufre < 0,020 %,
- silicium < 0,020 %,
- au maximum 0,08 % d'un ou plusieurs des éléments cuivre, nickel et
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la
chrome,
le reste de la composition étant constitué par du fer et des impuretés inévi-
tables.
De manière générale, dans le cas de la fabrication des boîtes par les
procédés d'emboutissage-réemboutissage (DRD) ou d'emboutissage-
repassage (DWI), des propriétés mécaniques et d'emboutissabilité spécifi-
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ques sont demandées en ce qui concerne les tôles minces ou les flans dé-
coupés dans ces tôles qui sont soumis à l'emboutissage.
En particulier, les tôles minces doivent présenter une faible tendance
à la formation de cornes lors de l'emboutissage et de très bonnes propriétés
d'emboutissabilité par rétreint.
Une bonne emboutissabilité est caractérisée par un coefficient d'ani-
sotropie normale ou coefficient de Lankford élevé et un coefficient d'aniso-
tropie plane OC proche de zéro.
En outre, on recherche également une microstructure de l'acier la
plus homogène possible suivant la largeur de la tôle et le long de ses rives,
de manière à obtenir un comportement homogène des flans pendant leur
emboutissage. De plus, on recherche dans la tôle destinée à l'emboutissage
une microstructure la plus proche possible d'une microstructure à grains
équiaxes homogènes.
Egalement, du fait que l'épaisseur de l'emballage métallique à l'état
fini peut être très faible (par exemple inférieure à 0,1 mm), il est
nécessaire
de disposer d'une tôle exempte de défauts tels que des inclusions, c'est-à-
dire un matériau présentant la meilleure propreté inclusionnaire possible.
Les tôles minces en acier pour la fabrication d'emballages emboutis
sont généralement réalisées à partir d'un acier calmé à l'aluminium, dégazé
sous vide et coulé généralement en continu sous la forme d'une brame qui
est ensuité laminée à chaud de façon à obtenir une bande laminée à chaud
qui est ensuite laminée à froid en deux étapes séparées par un recuit de
recristallisation.
Le second laminage qui est généralement réalisé sur un laminoir skin-
pass permet d'obtenir une tôle ayant l'épaisseur finale du produit sur lequel
on réalise l'emboutissage.
Dans le cas de la fabrication des aciers à ultra bas carbone, l'acier
élaboré dans le four métallurgique est soumis à un dégazage sous vide, gé
néralement avec injection d'oxygène et calmé à l'aluminium, avant d'être
coulé dans une installation de coulée continue pour l'élaboration d'une
brame.
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La brame est laminée à chaud à une température supérieure au point
Ar3 de l'acier pour obtenir une tôle laminée à chaud dont l'épaisseur est gé-
néralement inférieure à 3 mm.
La tôle laminée à chaud est ensuite laminée à froid avec un taux de
réduction généralement supérieur à 80 % pour obtenir une tôle laminée à
froid intermédiaire ou ébauche qui est ensuite recuite à une température in-
férieure au point Ac1 de l'acier avant le laminage final au skin-pass dont le
taux de réduction dépend de la destination de la tôle.
Les tôles d'acier à ultra bas carbone dégazé sous vide et calmé à
l'aluminium présentent des caractéristiques convenables en ce qui concerne
leur emboutissabilité, l'homogénéité de la microstructure obtenue, à l'issue
du cycle de fabrication, et la propreté inclusionnaire.
Cependant, la réalisation de nouveaux emballages de formes com~
plexes à parois de plus en plus minces nécessite l'obtention de caractéristi-
ques toujours plus élevées.
Dans le EP-0.521.808, on a proposé un procédé de réalisation de
tôles destinées à l'emboutissage profond, par exemple pour la fabrication de
boîtes par le procédé DRD, à partir d'un acier élaboré au convertisseur,
renfermant au plus 0,015 % de carbone et moins de 0,040 % d'aluminium.
Le procédé comporte un laminage à chaud. La tôle laminée à chaud est bo-
binée à une température supérieure à 650°C, puis laminée à froid et
enfin
recuite à une température inférieure à 700°C. La nécessité de bobiner à
une
température supérieure à 650°C conduit à des hétérogénéités de
caractéris-
tiques de la bande, dans le sens travers et entre les extrémités et le coeur
de
la bobine. De plus, le bobinage à une température supérieure à 650°C
con-
duit à une structure de la tôle à chaud peu favorable à l'obtention d'une tôle
laminée à froid ayant des grains fins (indice ASTM supérieur à 9).
Dans le US-3.404.047, on décrit un procédé de fabrication d'une tôle
pour emboutissage profond ayant une très basse teneur en carbone (C <_
0,004 %). Cette très faible teneur en carbone est obtenue en pratiquant sur
la tôle un recuit décarburant. Du fait des conditions de recuit (2 à 20 heures
à 715°C), l'indice de grains de la tôle est très faible (6 à 7).
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Dans le EP-0.659.889, on décrit un procédé de fabrication d'une tôle
laminée à froid renfermant une très faible proportion de carbone (C <_ 0,004
%) et une très faible teneur en aluminium (entre 0,005 et 0,070 %). L'acier
renferme une teneur en niobium supérieure à 0,001 % et pouvant aller jus-
qu'à 0,018 %. Du fait de la présence de niobium, la température de recristal-
lisation de l'acier et donc la température du recuit de recristallisation est
sensiblement plus élevée que dans les aciers exempts de niobium.
Le but de l'invention est de proposer un procédé d'élaboration d'une
tôle mince en acier. à ultra bas carbone pour la réalisation de produits em
boutis d'emballage dans lequel
- on élabore un acier calmé et dégazé sous vide renfermant en poids,
entre 0,10 et 0,35 % de manganèse, moins de 0,006 % d'azote, moins de
0,025 % de phosphore, moins de 0,020 % de soufre, moins de 0,020 % de
silicium, au plus 0,08 % d'un ou plusieurs éléments parmi le cuivre. 1e nickel
et le chrome, ainsi que de l'aluminium,
le reste de la composition étant constitué par du fer et des impuretés inévi-
tables,
- on coule l'acier sous forme d'une brame,
- on lamine la brame à chaud à une température supérieure à Ar3
Pour obtenir une tôle laminée à chaud,
- on lamine à froid la tôle laminée à chaud, sous forme d'une tôle la-
minée à froid intermédiaire,
- on bobine la tôle laminée à chaud,
- on recuit la tôle laminée à froid intermédiaire en continu à une tem-
pérature inférieure à Ac1, et
- on relamine la tôle laminée à froid intermédiaire jusqu'à une épaisseur
finale
de la tôle pour emboutissage,
caractérisé par le fait que l'acier est élaboré de manière à renfermer au plus
0,006% en poids de carbone et 0,010% en poids d'aluminium et qu'on bobine la
tôle laminée à chaud à une température inférieure à 620°C.
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Le procédé suivant l'invention permette d'améliorer de manière notable
l'emboutissabilité, la propreté inclusionnaire et l'homogénéité de
microstructures
de la tôle pour emboutissage.
Dans ce but, l'aCief eSt élaboré de manière à renfermer au plus 0,006
..~ ': ~ ~~:u.~ ~~'~, ~::4~ ~; ~~ y,010 % en poids d'aluminium et on bobine .a
taie
laminée à chaud à une température inférieure à 620°C et de préférence
comprise entre 530°C et 570°C.
L'invention est également relative à un procédé d'élaboration dans
lequel on calme l'acier par mise en contact d'un acier effervescent obtenu
par élaboration dans un four métallurgique avec un laitier contenant en par-
ticulier de l'aluminium et de l'alumine AI2Oa.
L'invention est également relative à un procédé d'élaboration dans
lequel l'acier est coulé sous forme d'une brame dans une installation de
coulée continue sous gaz inerte.
L'invention est également relative à une tôle mince en acier à ultra-bas
carbone pour la réalisation de produits emboutis d'emballage renfermant en
poids, entre 0,10 et 0,35% de manganèse, moins de 0,006% d'azote, moins de
0,02.5% de phosphore, moins de 0,020% de soufre, moins de 0,020% de
silicium, au plus 0,08% d'un ou plusieurs des éléments cuivre, nickel et
chrome
ainsi que de l'aluminium, le reste de la composition étant constitué par du
fer et
des impuretés inévitables, la tôle mince étant obtenue par laminage à froid
d'une
tôle laminée à chaud par un premier laminage et par un second laminage
séparés par un recuit en continu, caractérisée par le fait que l'acier de la
tôle
renferme au plus O,OOG% en poids de carbone et 0,010% en poids d'aluminium,
et qu'elle présente une structure homogène à grand équiaxe, qu'elle présente
un coefficient de Lankford (r moyen) supérieur à 1,6 et un coefficient
d'anisotropie plane (~C) voisin de 0.
Enfin, l'invention est également relative à une tôle mince présentant
une microstructure homog2ne à grains équiaxes ayant une faible teneur en
inclusions et présentant de très bonnes caractéritiques d'emboutissabilité en
un acier à ultra bas carbone renfermarit moins de 0,010 % d'aluminium.
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5a
Afin de bien faire comprendre l'invention, on va maintenant décrire
plusieurs exemples d'élaboration de tôles minces suivant l'invention et les
caractéristiques microstructurales et d'emboutissabilité de ces tôles, en se
référant aux figures jointes en annexe.
La figure 1 est un diagramme donnant le pourcentage de recristallisa-
tion en fonction de la température, d'aciers présentant des teneurs en alumi-
nium différentes.
Les figures 2A, 2B, 2C, 2D et 2E sont des microstructures, après re-
cristallisation, de tôles laminées à froid en acier présentant des teneurs en
aluminium différentes et croissantes de la figure 2A à la figure 2E.
La figure 3 est un diagramme donnant la limite élastique en fonction
de la teneur en aluminium de tôles en acier pour emboutissage élaborées
suivant l'invention et, de manière comparative, suivant l'art antérieur.
La figure 4 est un diagramme donnant la résistance mécanique en
fonction de la teneur en aluminium de tôles en acier d'emboutissage élabo-
rées par le procédé suivant l'invention et, de manière comparative, de tôles
en acier élaborées suivant le procédé connu dé l'art antérieur.
Les figures 5A, 5B et 5C sont des diagrammes représentant le coeffi-
cient d'anisotropie r d'une tôle d'emboutissage selon l'invention, respective-
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ment dans la direction de la longueur de la tôle, dans la direction travers et
à
45°.
La figure 6 est un diagramme donnant le coefficient d'anisotropie r
moyen en fonction de la teneur en aluminium de tôles d'emboutissage en
acier élaborées suivant l'invention et, de manière comparative, élaborées
suivant l'art antérieur.
Dans le cadre d'une étude comparative entre le procédé d'élaboration
de tôles pour emboutissage suivant l'invention caractérisé en particulier par
de très basses terieurs en carbone et en aluminium dans les tôles minces
obtenues et de tôles pour emboutissage élaborées suivant le procédé connu
de l'art antérieur, ces tôles renfermant des teneurs en aluminium supérieu-
res à 0,010 % en poids, on a réalisé différentes coulées d'acier qui ne diffè-
rent de manière sensible que par leurs teneurs en aluminium. A l'issue du
laminage à chaud, la tôle est refroidie rapidement et bobinée à une tempé-
rature inférieure à 620°C. Le tableau 1 ci-dessous donne les
compositions
des aciers utilisés pour la fabrication de tôles d'emboutissage par laminage
à froid de tôles laminées à chaud.
TABLEAU 1
Repre Temp; Temp.Ep. AI.Ti
labo. fin Bob. CoilC N Mn P S Cu Ni Cr Wt.rs.
la- (mm) (ppm)
min.
M825 880C 530 2,722,7 3,~201 11 5 8 18 14 2
C
R2116A875C 570C 2,963,5 3,5202 13 11 8 l5 l5 8 I
R2115A883C 563C 2,953,2 3,5ZO1 12 11 8 16 t6 lo l
R1048C1894C 560C 3,012,6 2,2201 10 6 6 l8 ts 24 L
81285 900C 590C 3,093,2 2,9198 10 ~ 11 17 2-l :7 7
S 385 881C 579C 2,002,9 3,0197 10 11 11 l9 l7 s<>4
R1757A871C 559C 3.0:13,:15,0237 3 5 1-418 _,0 6.14
Sur le tableau 1, les teneurs pondérales des différents éléments sont
données en millièmes de pour cent, à l'exception du titane qui est indiqué en
ppm, c'est-à-dire en dixième de millièmes de pour cent.
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Les analyses chimiques ont été effectuées sur les tôles laminées à
chaud constituant le produit obtenu dans une étape intermédiaire du procé-
dé d'élaboration.
Dans la première colonne, on a indiqué les références des tôles ; ces
références seront utilisées pour désigner les tôles jusqu'à leur état
définitif
c'est-à-dire à l'état de tôles minces pour emboutissage.
Les trois premières tôles sous les références M825, R2116A et
R2115A sont élaborées suivant le procédé de l'invention et comportent des
teneurs en aluminium au plus égales à 10 millièmes pour cent.
Les quatre tôles suivantes indiquées dans le tableau 1 sont données
à titre comparatif et concernent des tôles élaborées selon la technique anté-
rieure et comportant 24 millièmes pour cent d'aluminium ou plus.
La seconde colonne du tableau 1 indique la température de fin dé
laminage et la troisième colonne, la température de bobinage de la tôle la-
minée à chaud.
La quatrième colonne du tableau est relative aux épaisseurs des tôles
laminées à chaud.
Les colonnes suivantes du tableau indiquent les teneurs pondérales
des différents éléments de l'acier des tôles.
Les aciers utilisés pour réaliser les tôles laminées à chaud sont élabo-
rés au four métallurgique puis coulés en poche. L'acier est dégazé sous vide
et calmé avant d'ëtre coulé dans une installation de coulée continue de bra-
mes.
Le dégazage sous vide de l'acier est de préférence réalisé dans une
installation RHOB, c'est-à-dire par insufflation d'oxygène pur dans l'acier
mis
en circulation dans une enceinte sous vide, ou dans une installation de vide
en cuve.
Le calmage des aciers pour emballage métallique est généralement
réalisé en ajoutant de l'aluminium à l'acier.
Un tel procédé a été utilisé dans le cas des aciers comparatifs.
Un tel procédé de calmage à l'aluminium n'est plus applicable dans le
cas des aciers devant renfermer moins de 0,010 % d'aluminium.
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ô
Dans le cas des trois aciers suivant l'invention renfermant moins de
0,010 % d'aluminium, on a réalisé le calmage par réaction entre le laitier et
l'acier, lors du brassage.
II est toutefois nécessaire d'ajouter au laitier un mélange d'aluminium
et d'alumine AI203 pour éviter une réoxydation de l'acier. En effet, le
laitier
renferme une proportion importante de Fe0 et l'aluminium assure le pié-
geage de l'oxygène libéré par Fe0 au moment du brassage.
En ajustant les quantités d'aluminium et d'alumine dans le laitier, on
peut ajuster la teneur finale en aluminium de l'acier à une valeur inférieure
à
0,010 %.
Le dégazage sous vide, qui est une technique d'élaboration habituelle
des aciers à ultra bas carbone, permet d'obtenir une teneur en carbone infé-
rieure à 0,006 %.
Dans le cas des aciers élaborés dont la composition est donnée sur le
tableau 1, les teneurs en carbone de ces aciers sont toutes comprises entre
26 et 35 ppm.
De .manière à permettre des comparaisons significatives des caracté-
ristiques mécaniques des aciers, on effectuera certaines corrections pour
ramener les caractéristiques mécaniques à une teneur en carbone standard
de 25 ppm.
De manière générale, la teneur en carbone des aciers à ultra bas
carbone selon l'invention est inférieure à 0,006 %.
Ces aciers ont une teneur pondérale en azote allant de 22 à 50 ppm.
De manière générale, pour les aciers destinés à la fabrication de tôles min-
ces pour emballage, la teneur en azote est toujours inférieure à 0,006 % ou
60 ppm.
Dans de tels aciers également, la teneur en manganèse est généra-
lement comprise entre 0,10 et 0,35 %. Dans le cas des aciers du tableau 1,
les teneurs en manganèse sont comprises entre 0,197 et 0,237 %. Dans les
aciers pour tôles minces pour emballage métallique, les teneurs en phos-
phore et en soufre doivent être limitées à 0,025 %, de préférence 0,015%,
et à 0,020 %, respectivement. Dans le cas des aciers des exemples du ta-
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bleau 1, ces teneurs sont respectivement comprises entre 0,003 et 0,013
et entre 0,005 et 0,011 %.
De même, dans les aciers pour emballage métallique sous forme de
tôle mince, les éléments tels que le cuivre, le nickel et le chrome ne doivent
pas se trouver dans leur ensemble dans une proportion supérieure à 0,08%.
Dans le cas des aciers du tableau 1, cette teneur totale en cuivre,
nickel et chrome est au plus égale à 0,062 %.
En outre, on a pu montrer que de faibles teneurs en titane ou en nio-
bium pouvaient augmenter de manière importante la température de recris-
tallisation complète des tôles.
Pour obtenir des conditions de recristallisation convenables des tôles,
on limite impérativement la teneur en titane à 10 ppm et de préférence. à
6 ppm.
De même, le niobium doit être limité à 10 ppm.
Dans des aciers à ultra bas carbone connus de l'art antérieur, la te-
neur en aluminium métallique à l'issue de l'élaboration des tôles est généra-
lement supérieure à 0,010 % en poids ou 10 millièmes, cette teneur étant
généralement comprise entré 10 et 60 millièmes de pour cent.
Le mode d'élaboration particulier des aciers de l'invention et la re-
cherché d'une teneur en aluminium au plus égale à 0,010 % permettent
d'obtenir, comme il sera montré ci-après, des tôles ayant une microstructure
améliorée, une plus grande homogénéité de microstructure, une plus grande
propreté inclusionnaire et de meilleures propriétés d'emboutissabilité.
On a pu montrer en particulier que l'amélioration de la microstructure
des tôles, la meilleure homogénéité de microstructure et les bonnes pro-
priétés d'emboutissabilité étaient dues à la faible teneur en aluminium rési-
duel.
L'acier calmé est dégazé sous vide et coulé dans une installation de
coulée continue de brames sous atmosphère inerte.
L'inertage de la coulée permet d'éviter une réoxygénation de l'acier
lors de la coulée continue et donc des phénomènes d'effervescence et de
percée à la coulée.
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La brame coulée dans l'installation de coulée continue est laminée à
chaud à une température supérieure à la température Ar3 de l'acier.
Dans le cas des tôles mentionnées au tableau 1, on a indiqué dans la
deuxième colonne la température de fin de laminage des tôles laminées à
5 chaud.
Les tôles laminées à chaud sont ensuite bobinées à une température
inférieure à la température de recristallisation de l'acier et toujours
inférieure
à 620°C.
Sur le tableau 2 ci-dessous, on a indiqué les caractéristiques micro-
10 structurales des tôles laminées à chaud dont les compositions et conditions
de laminage sont données au tableau 1.
TABLEAU 2
Repre IG EI Rp0,2 Rm T A % rT
T (MPa)
(MPa)
M825 8,5 1,0 216 316 40,0 1,01
R2116A 8,7 1,0 292 349 29,4 0,81
R2115A 8,2 1, 0 281 333 33, 5 0, 99
81048 8, 2 1, 0 276 333 35, 0 0, 95
C 1
R 1285 7, 0 1, 0 238 317 36, 3 0, 96
S 385 8, 0 1, 0 226 318 36, 2 0, 90
R 1757A 10 1, 0 255 342 34, 7 0, 84
Dans la première colonne du tableau, on a indiqué les références des
tôles laminées à chaud ; dans la deuxième colonne, on a porté l'indice de
grains de la tôle laminée à chaud et dans la troisième colonne, l'allongement
des grains.
Les caractéristiques microstructurales correspondent à la partie cen-
traie au coeur des tôles à chaud.
II apparaît que la microstructure au coeur des différentes tôles lami-
nées à chaud ne semble pas être dépendante de la teneur en aluminium.
Un grain plus fin (IG = 10,0) dans le cas de l'échantillon R1757A
semble dû essentiellement à la présence de quantités d'azote, de manga-
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nèse, de cuivre et de chrome plus importantes dans l'alliage. A l'inverse, des
grains plus gros (IG = 7,0) pour l'échantillon 81285 semblent liés à la réali-
sation d'un laminage à plus haute température (900°C) entraïnant un
gros-
sissement du grain austénitique.
On a également porté, dans le tableau 2, aux colonnes 4, 5, 6 et 7
respectivement, la limite élastique des tôles à 0,2 % dans le sens travers, la
résistance mécanique dans le sens travers, l'allongement à la rupture et le
coefficient d'anisotropie normale rT dans le sens travers.
On observe une augmentation des caractéristiques mécaniques et
une diminution de l'allongement avec l'augmentation de la teneur en alumi-
nium de l'acier ainsi qu'une diminution (sauf dans le cas de la tôle R2116A)
du coefficient d'anisotropie normale rT.
Les tôles laminées à chaud ont été soumises, après refroidissement;
à un laminage à froid avec un taux de réduction de 85 à 95 %. On obtient
alors des tôles intermédiaires dont l'épaisseur est de l'ordre de 0,2 à 0,3mm.
Ces tôles sont ensuite soumises à un recuit dans une installation de
recuit continu à une température inférieure à la température Ac1 de l'acier.
On relamine alors l'ébauche de tôle laminée à froid jusqu'à l'épaisseur
finale de la tôle pour emboutissage.
Le recuit continu est effectué à une température qui est supérieure
généralement de 20°C à 30°C à la température de
recristallisation de l'acier ;
dans le cas du procédé suivant l'invention, la température de recuit est au
plus égale à 700°C ; la vitesse de chauffage de la tôle est de l'ordre
de 27°
par seconde. On maintient l'acier à la température de recuit supérieure à la
température de recristallisation pendant une durée inférieure à 3 minutes et
qui est généralement, pour des raisons pratiques, de 20 ou 30 secondes
environ. Le refroidissement de la tôle, après recuit continu, est effectué,
dans un premier temps, à une vitesse de l'ordre de 8° par seconde et,
dans
un second temps, à une vitesse de l'ordre de 10° par seconde.
Selon la destination des tôles pour emboutissage, les étapes de lami-
nage à froid et de recuit des tôles à chaud élaborées suivant l'invention sont
réalisées de manière différente.
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Dans le cas des tôles destinées à la formation de boîtes par embou-
tissage-réemboutissage (DRD), la tôle laminée à chaud d'une épaisseur de
l'ordre de 2,3 mm est laminée à froid avec un taux de laminage à froid de 85
à89%.
La tôle intermédiaire laminée à froid est ensuite recuite en continu à
une température de 650°C environ pendant une durée de l'ordre de 20 se-
condes.
Le second laminage à froid ou laminage de finissage est réalisé au
skin-pass avec un taux de réduction compris entre 23 et 31 %.
Dans le cas des tôles destinées à la fabrication de boîtes-boisson par
emboutissage-repassage (DWI), la tôle laminée à chaud d'une épaisseur de
l'ordre de 3 mm est laminée à froid avec un taux de réduction de 90 à 93 %.
On effectue un recuit à une température de l'ordre de 670°C
pendant
une durée d'environ 30 secondes.
Le laminage final au skin-pass est réalisé avec un taux de réduction
de2,5à17%.
Le taux de réduction important au cours du laminage final dans le cas
des tôles DRD permet de développer de fortes caractéristiques mécaniques
dans les tôles laminées à froid.
Sur le tableau 3 ci-dessous, on a porté dans la première colonne, les
références des tôles qui correspondent aux références des tableaux 1 et 2,
les différentes tôles se différenciant, quant à leur composition, principale-
ment par leur teneur en aluminium.
TABLEAU 3
(voir page suivante)
Les trois premières tôles présentent des compositions selon l'inven-
tion alors que les quatre tôles suivantes sont des tôles comparatives.
Dans la deuxième colonne du tableau 3, on a porté le taux de réduc-
tion des tôles laminées à chaud, lors d'un premier laminage à froid. Ce pre-
mier laminage à froid est suivi d'un second laminage à froid au skin-pass
avec un allongement identique pour toutes les tôles, de 2,5 %.
Dans la troisième colonne, on a indiqué la température du recuit con-
tinu (Rc).
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TABLEAU 3
Rzpre Taux RC SensRe Rm ~o rd ud r n ~C (U-GI
de prslt moyenuiouen
LrIF
L 24434737,61.850.207
L 24034635.51.780.206
~t825
880'Ci530C89,7 670CT 25734733.22,330.1941.820.2000.1010.=-1.0
2.72
mm
T 24634340.72,680.205
45 25034234,11.550.197
45 25735032,81.620.198
L 28537026.01.62O.I57
L 28036826.81.62O.L60
R2216~
875=C-570C90,0 670CT 28937630,22,080.1591,620.17 (J.ORI(J,;-I.0
2.96
mm
T 29037827.22,070.155
45 27036229.41.500.155
45 27136630.41.480.158
L 25836126,11.570.196
L 25935926.61.590.197
R2115A
883'C:563'C90,3 670CT 25735928,72,170.1981.630.195O.I2IO,;.j;0
2.95
trust
T 26235929.62.170.198
45 26636027.01.390.192
45 26536032.81.510.195
L 25535234.31.530.201
L 25535334.11.510.202
81048
C1 91,4 670CT 26235135,62,050.192. 0.199(J.0710.=-I.0
894=0560C 1.5.1
3.01
mm
T 26035236.42.040.198
45 25635332.01.350.201
45 25635236.71.400.200
L 26736629.21.510.190
L 26636628.01.440.192
81285 l 1.4-1.4
900=C 91,9 670'CT 27136328.81,790,1861.-t8O.IRR-t).u3
590'C stru~turt
3.09
tnm
T 26836327.01.770.184 hat~ru~nt
45 26735726.21.390.18-1
45 26535327,21.370.191
L 29036833.21.570.165
L 28836934.31.590.168
5385 I 1.4-l.4
881'C/579C91,3 700CT 29536931,62,120,1571.680.161-0.(J3
2,00 stnmurc
mm
T 29536828.82,040.150 h~tzro~ne
45 28736330.21.500.163
45 28336132.41.670.159
L 26736625.51.400.190
L 27036626.21.420.189
R1757A structura
87l=C..559C91,1 700CT 27536326.51.850.176l.-16O.1R-1-0.(JRtris
3.04 lattro;~nz
-
IJI'i2
elWl_;l-
11011
T 27836624.71.810.177
45 27235526.91.350.186
I I I 45 27335527.31 0
I ~ I I 44 185
I
On mesure ensuite un ensemble de caractéristiques mécaniques des
tôles après laminage final au skin-pass, comme il sera indiqué par la suite.
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Le taux de réduction au cours du premier laminage à froid qui est de
l'ordre de 90 % ou un peu supérieur et le taux de réduction au second lami-
nage à froid qui est de l'ordre de 2,5 % sont caractéristiques de
l'élaboration
de tôles DWI.
On a réalisé des prélèvements d'éprouvettes dans les tôles obtenues
à l'issue du laminage final au skin-pass, le sens de prélèvement des éprou-
vettes étant indiqué dans la quatrième colonne du tableau 3 (L : dans le
sens long de la tôle, T : dans le sens travers, 45 : à 45°)
Dans les colonnes suivantes du tableau 3, on a indiqué les valeurs
mesurées de la limite élastique Re, de la résistance mécanique Rm, de l'al-
longement A%, du coefficient de Lankford rd et du paramètre nd pour cha-
cune des éprouvettes prélevées dans les tôles.
Dans les colonnes suivantes, on a indiqué le coefficient de Lankford
moyen r moyen et le paramètre n moyen, pour l'ensemble de la tôle.
Dans la colonne suivante, on a indiqué le coefficient d'anisotropie
plane OC mesuré qui, comme on peut le constater, est voisin de zéro.
Dans la dernière colonne, on a indiqué les caractéristiques des grains
sous la forme de l'indice de grains IG et de l'allongement des grains EI.
Les résultats de mesure portés au tableau 3 seront commentés par la
suite en regard des figures 3 à 6 sur lesquelles les résultats ont été
reportés
de manière graphique.
Un premier but de l'étude effectuée sur les tôles dont les références
sont indiquées au tableau 3 était de déterminer l'influence de la teneur en
aluminium des tôles sur la température de recristallisation et sur la micro-
structure de recristallisation obtenue dans les tôles après le laminage à
froid
final.
On a effectué, entre les deux laminages à froid des tôles, différentes
simulations de recuit continu sur des échantillons des tôles pour déterminer
le pourcentage de recristallisation en fonction de la température de maintien
au recuit continu, pour les différentes tôles dont les compositions sont indi-
quées au tableau 1.
Les résultats sont reportés sur la figure 1 sur laquelle on a tracé les
courbes de recristallisation pour chacune des compositions de tôles, les trois
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premières tôles ayant des compositions correspondant au procédé suivant
l'invention et les quatre suivantes étant des tôles comparatives.
Le temps de maintien à la température de recuit est dans tous les cas
de 30 secondes.
5 Les trois tôles suivant l'invention présentent pratiquement une même
courbe de recristallisation portée en traits pleins sur la figure 1.
Un recuit de recristallisation complet est obtenu à 640°C.
La tôle 81285 à 37 millièmes d'aluminium dont la courbe de recristal-
lisation est représentée en traits mixtes montre une température de recristal-
10 lisation complète de l'ordre de 660°C.
La tôle S 385 à 56 millièmes d'aluminium présente une température
de recristallisation complète de l'ordre de 680°C et la tôle 81757 à 64
mil-
lièmes d'aluminium une température de recristallisation complète de
710°C. ~~
On observe donc un décalage de 40° de la température de
recristalli-
15 sation des tôles, lorsque la teneur en aluminium passe des teneurs corres-
pondant au procédé d'élaboration de tôles suivant l'invention à une tôle à 64
millièmes d'aluminium. Dans le cas des tôles à 37 et à 56 millièmes d'alumi-
nium, respectivement, le décalage est respectivement de 20 et de 40°C
en-
won.
En ce qui concerne la tôle 81048 à 24 millièmes d'aluminium, le dé-
calage de la température de recristallisation est inférieur à 20°C.
Les figures 2A, 2B, 2C, 2D et 2E sont des micrographies à un gros-
sissement de 290 montrant les grains de tôles suivant l'invention à l'issue du
recuit.
Sur la figure 2A, on voit la microstructure d'une tôle laminée à froid
dont la teneur en aluminium est de 2 millièmes, cette tôle correspondant à la
tôle M825 des tableaux 1, 2 et 3. Les grains de la tôle sont de forme régu-
lière et équiaxe et l'indice de grains est de 10,5 avec un allongement des
grains de 1.
La figure 2B est une micrographie montrant le grain d'une tôle ren-
fermant 8 millièmes d'aluminium qui correspond à la tôle R2116A des ta-
bleaux. Les grains de la tôle sont équiaxes, de structure et de taille homo-
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gènes. L'indice de grains et l'allongement des grains sont identiques au cas
de la figure 2A.
La figure 2C est une micrographie d'une tôle à 24 millièmes d'alumi-
nium qui correspond à la tôle 81048 C1 mentionnée sur les tableaux.
Les grains de la tôle ne sont plus de taille homogène et de structure
purement équiaxe.
L'indice de grain IG est de 10,8 et l'allongement du grain de 1,0.
Les figures 2D et 2 E sont des micrographies de tôles renfermant
respectivement 37 ~et 64 millièmes d'aluminium, ces tôles correspondant aux
tôles 81285 et R1757A des tableaux.
Les grains n'ont plus une structure équiaxe mais une structure irrégu-
lière et allongée connue sous le nom de "pancake".
Les indices de grains sont respectivement de 11 et 11,5 et les allorn
gements de grains de 1,4 et de 2.
II apparaît donc que pour des teneurs en aluminium de 2 et de 8,
c'est-à-dire pour des tôles élaborées suivant le procédé de l'invention, les
grains sont homogènes et de forme équiaxe, ce qui, laisse présager un com-
portement homogène à l'emboutissage et une réduction des risques de dé-
fauts tels que des cornes d'emboutissage.
En revanche, pour les tôles élaborées suivant le procédé de l'art anté-
rieur avec une teneur en aluminium supérieure à 10 millièmes pour cent, les
grains ne sont plus homogènes et équiaxes, ce qui laisse supposer un com-
portement moins bon à l'emboutissage.
De plus, une faible teneur en aluminium, inférieure à 10 millièmes
pour cent, permet d'obtenir une bonne homogénéité de la microstructure
dans les sens longitudinal et transversal.
Sur les figures 3 et 4, on a reporté les caractéristiques mécaniques
indiquées sur le tableau 3, sous la forme de diagrammes donnant la limite
élastique Re et la résistance mécanique Rm en MPa en fonction de la teneur
en aluminium.
La plupart des points relatifs aux mesures de limite élastique et de ré-
sistance mécanique dans le sens long et dans le sens travers s'alignent sui-
vant des droites qui ont été tracées en pointillés sur les figures 3 et 4. De
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manière générale, la limite élastique Re et la résistance mécanique Rm
augmentent avec la teneur en aluminium.
Dans le cas des aciers élaborés suivant le procédé de l'invention, la
limite élastique et la résistance mécanique ramenées à une teneur en car-
bone de 25 ppm sont un peu supérieures à 250 et 345 MPa respectivement.
Sur les figures 5A, 5B et 5C, on a représenté des variations des coef-
ficients de Lankford dans le sens long, dans le sens travers, et à 45°.
Un coefficient de Lankford de valeur élevée traduit une forte anisotro-
pie normale favorable à l'emboutissage.
Comme il apparaît sur les courbes des figures 5A, 5B et 5C, quel que
soit le sens de prélèvement des éprouvettes, le coefficient de Lankford r est
élevé pour les teneurs en aluminium proches de zéro et décroît ensuite pour
se stabiliser à une valeur minimale pour les teneurs en aluminium les plus
élevées.
Sur la figure 6, on a représenté le coefficient de Lankford moyen pour
l'ensemble de la tôle, r moyen, en fonction de la teneur en aluminium.
En traçant la courbe passant par les points de mesure, on peut voir
que la valeur du coefficient r moyen extrapolée pour 0 % d'aluminium est de
l'ordre de 1,9 et que pour une teneur d'aluminium de 10 millièmes, la valeur
du coefficient de Lankford est légèrement supérieure à 1,60 (1,63).
On admet qu'une valeur du coefficient de Lankford moyen supérieure
à 1,6 permet d'améliorer l'emboutissabilité au rétreint.
Au-dessus de 10 millièmes d'aluminium dans les tôles d'acier, le
coefficient de Lankford moyen passe très rapidement en dessous d'1,6 pour
se stabiliser aux alentour d'1,45 pour les plus fortes teneurs en aluminium
des échantillons de tôle sur lesquels on a effectué les essais.
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TABLEAU 4
AcierC Mn A1 N Tfin T Taux T r ~C IG
LAC bobi-LAF Recuit
na
e
A 7 188 15 4,7 870 620 90,1 650C 1,40-0,3511,6
30s
B 8 199 13 4,3 870 715 89,7 650C 1,60-0,2010
30s
C 3,2201 10 3,5 883 563 90,3 670C 1,680.12 10,5
305
D 5,3200 12 5,6 865 670 89,5 670C 1,65-0,029
30s
E 5,8209 12 4,9 865 540 90,0 670C 1,63-0,0710,7
30s
F 12 204 12 5,5 872 590 90,2 650C 1,30-0,3811,3
30s
G 13 187 6 4,8 869 595 89,9 650C 1,35-0,3610,8
30s .
H 12 204 12 5,5 874 700 90,1 650C 1,50-0,2010,3
I
30s
I 13 187 6 4,8 872 695 90,0 650C 1,55-0.209,1
~
30s
J 3,5202 8 3,5 875 698 89,8 670C 1.690,04 9
30s
K 2,7204 33 2,3 868 555 89,9 650C 1,880,24 7
8h
L 2,7204 33 2,3 868 555 91,1 670C 1,660.06 11
30s
Sur le tableau 4, on a porté les compositions, les températures de
laminage, de bobinage et de recuit ainsi que les caractéristiques r, ~C et IG
relatives à l'emboutissabilité, pour des tôles constituant des exemples com-
paratifs, par rapport aux tôles suivant l'invention figurant dans la première
partie du tableau 3 ci-dessus.
Les aciers des exemples comparatifs dont les références sont portées
dans la première colonne du tableau 4, à l'exception de l'acier C, qui corres-
pond à l'acier R2115A selon l'invention porté au tableau 3, ont des composi-
tions qui diffèrent de la composition d'un acier suivant l'invention, soit par
leur teneur en carbone (aciers G et I), soit par leur teneur en aluminium
(aciers D, E, J, K et L), soit encore à la fois par leur teneur en carbone et
leur teneur en aluminium (aciers A, B, F et H).
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De plus, les tôles ayant les compositions B, D, H, I et J ont été bobi-
nés, à l'issue du laminage à chaud, à une température supérieure à
620°C,
qui est la limite supérieure de la température de bobinage dans le cas de
l'invention.
Les tôles des exemples comparatifs portés au tableau 4 ont des ca-
ractéristiques d'emboutissabilité qui sont généralement inférieures aux ca-
ractéristiques d'emboutissabilité des aciers de l'invention. En outre, ces
aciers, lorsqu'ils renferment des teneurs en aluminium supérieures à 10 mil-
lièmes pour cent, présentent une homogénéité de structure et une propreté
inclusionnaire inférieures aux aciers de l'invention.
En comparant les caractéristiques de la tôle de l'exemple C selon
l'invention et de l'exemple J, qui présente une composition selon l'invention
et qui a été obtenue par un procédé dans lequel la tôle laminée à chaud â
été bobinée à une température supérieure à 620°C (698°C), on
s'aperçoit
que les tôles obtenues ont des coefficients de Lankford r très proches et lar-
gement supérieurs à 1,60 et des valeurs de 0C proches de 0. Cependant,
l'indice de grains ASTM IG de la tôle selon l'exemple J est inférieur à
l'indice
de grains de la tôle selon l'exemple C et inférieur à 10. Le grain final de la
tôle est donc moins fin dans le cas où la tôle a été bobinée à plus haute
température.
Dans le cas de la tôle de l'exemple A, l'acier contient une teneur en
carbone (70 ppm) supérieure à la limite de 60 ppm des tôles réalisées sui-
vant l'invention et la tôle laminée à chaud est bobinée à 620°C, c'est
à dire à
la limite supérieure de l'intervalle de température de bobinage selon
l'invention. Le coefficient de Lankford r est faible (seulement 1,40). Le
coeffi-
cient d'anisotropie ~C est très différent de 0 (-0,35). L'indice de taille de
grains est en revanche tout à fait satisfaisant (11,6).
Dans le cas de la tôle de l'exemple B, dont la composition est proche
de celle de l'acier selon l'exemple A, la température de bobinage est de
715°C, c'est-à-dire une température sensiblement supérieure à la limite
de
620°C. La tôle B présente un coefficient de Lankford relativement
satisfai-
sant (1,60), un coefficient d'anisotropie assez éloigné de 0 (-0,20) et un in-
dice de grains inférieur à l'indice de grains dans le cas de la tôle A.
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Dans le cas de ta tôle de l'exempte D, comparé à l'exemple E, les
aciers D et E étant des aciers à 53 et 58 ppm de carbone, respectivement,
l'élévation de la température de bobinage au-dessus de 620°
(670°C) n'a
pratiquement pas d'influence sur le coefficient de Lankford et sur le coeffi-
5 cient d'anisotropie. En revanche, l'indice de grains passe de 10,7 à 9, lors-
que la température de bobinage passe de 540 (exemple E) à 670°C (exem-
ple D).
Dans le cas des exemples H et I, une teneur en carbone sensible-
ment supérieure à 6. millièmes de pour cent (12 et 13 millièmes de pour cent)
10 se traduit, sur la tôle obtenue, par un coefficient de Lankford faible et
un
coefficient d'anisotropie OC éloigné de la valeur nulle. Dans le cas des
exemples F et G, les compositions des aciers F et G étant identiques, res-
pectivement aux compositions des alliages H et I, les températures de bobi~
nage de la tôle laminée à chaud sont inférieures à 620°C, les
caractéristi-
15 quel r et OC sont très médiocres mais l'indice de grains est satisfaisant
et
plus favorable que dans le cas des exemples H et 1 où la tôle laminée à
chaud a été bobinée à des températures de l'ordre de 700°C.
Dans le cas de toutes les tôles des exemples évoqués ci-dessus, un
recuit de recristallisation est réalisé en continu, pendant une durée de
l'ordre
20 de 30 secondes à une température de l'ordre de 650°C ou un peu supé-
rieure.
Ces exemples comparatifs montrent que, d'une part, une teneur en
carbone inférieure à 6 millièmes de pour cent (ou 60 ppm) est nécessaire,
dans la composition de l'acier, pour obtenir une tôle ayant des caractéristi-
ques r et 0C satisfaisantes. D'autre part, ces exemples montrent également
que, dans le cas d'une teneur en carbone inférieure à 6 millièmes pour cent,
une température de bobinage modérée, généralement inférieure à 620°C,
permet d'obtenir un indice de grains satisfaisant, généralement supérieur à
10, c'est à dire une tôle ayant un grain fin.
De manière générale, on effectuera le bobinage à une température
comprise entre 450°C et 620°C et de préférence comprise entre
530 et
570°C, comme il ressort en particulier du tableau 1, si l'on considère
les trois
CA 02243495 1998-08-06
21
premiers exemples du tableau qui sont des exemples d'aciers suivant
l'invention.
Dans le cas où l'on utilise un acier ayant une teneur en carbone supé-
rieure à 60 ppm, l'exemple B du tableau 4 montre qu'on peut obtenir des
caractéristiques r et 0C relativement satisfaisantes en effectuant le bobinage
de la bande laminée à chaud à une température de l'ordre de 715°C. Ce-
pendant, l'indice de grains n'est plus alors que de 10 alors qu'il était de
11,6
dans le cas de l'acier de l'exemple A.
Dans le cadre du procédé selon l'invention, pour obtenir une tôle à
grains fins ayant de bonnes caractéristiques d'emboutissabilité, on élabore
un acier dont la teneur en carbone est inférieure à 60 ppm et on impose une
température de bobinage de la tôle laminée à chaud dans un intervalle com
pris entre 450°C et 620°C, après refroidissement rapide de la
tôle laminée à
chaud.
On a montré plus haut que, dans le cas d'un acier ayant une teneur
en carbone inférieure à 60 ppm, l'abaissement de la teneur en aluminium,
en-dessous de 10 millièmes pour cent, permettait d'obtenir de très bonnes
propriétés d'emboutissabilité, en plus d'une grande homogénéité de struc-
ture et d'une très bonne propreté inclusionnaire.
En comparant les exemples du tableau 4, F et G d'une part, et H et I
d'autre part, on voit que l'abaissement de la teneur en aluminium de 12 à 6
millièmes pour cent n'a pratiquement aucun effet sur les paramètres r et DC,
dont les valeurs restent tout à fait médiocres dans le cas des aciers à 12 et
13 millièmes pour cent de carbone. Cet effet est pratiquement identique,
quelle que soit la température de bobinage de la tôle à chaud.
En revanche, dans le cadre de l'invention, lorsque la teneur en car-
bone est inférieure à 6 millièmes de pour cent dans l'acier, l'abaissement de
la teneur en aluminium en-dessous de 10 millièmes pour cent permet
d'améliorer notablement les paramètres r et OC.
Les tôles pour emboutissage suivant l'invention doivent présenter des
grains suffisamment fins (indice de grains au moins égal à 9) et une struc-
ture homogène.
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22
Pour obtenir ce résultat, on refroidit rapidement la tôle entre la tempé-
rature de fin de laminage à chaud et la température de bobinage, qui doit
être inférieure à 620°C. Ce refroidissement rapide et le bobinage à une
tem-
pérature relativement basse permettent de limiter la croissance des grains
dans la tôle laminée à chaud, et d'obtenir un bon indice de grains dans la
tôle finale obtenue après laminage à froid.
Comme il ressort du tableau 4 (exemple K), un acier à ultra bas car-
bone et ultra bas aluminium obtenu par dégazage sous vide à l'aciérie, qui
est recuit à 650°C, pendant huit heures, présente un coefficient de
Lankford
r élevé (1,88), un coefficient d'anisotropie sensiblemént différent de 0
(0,24)
et un indice de grains très faible (IG = 7).
Lorsque le même acier est utilisé pour la fabrication d'une tôle qui est
recuite en continu à 670°C pendant 30 seconde (exemple L), les
coefficients
r et OC ainsi que l'indice de grains ont des valeurs satisfaisantes, bien que
la
teneur en aluminium de l'acier soit sensiblement supérieure à la limite don-
née dans le cas de l'invention. Dans ce cas cependant, on ne peut garantir
une très bonne homogénéité de structure et une très bonne propreté inclu-
sionnaire.
Dans le cas d'aciers à ultra bas carbone, comme le montrent les
exemples K et L, il est préférable d'effectuer un recuit en continu à une tem-
pérature légèrement supérieure à 650°C, par exemple de 670°C,
pendant
une durée de 30 secondes. Un recuit de longue durée à ces températures,
en plus de l'augmentation du coût de production des tôles, entraîne une dé-
gradation du coefficient d'anisotropie OC et de l'indice de grains.
Comme il est visible au tableau 1, les aciers utilisés dans le cadre de
l'invention renferment de très faibles quantités de titane, de l'ordre de 1 à
quelques ppm. On a également indiqué que, de manière à éviter une aug-
mentation de la température de recristallisation de l'acier, on limite la
teneur
en titane à 10 ppm et de préférence à 6 ppm dans l'acier.
On a pu montrer que, pour une teneur en titane de 10 ppm, la tempé-
rature de recristallisation est de 670°C, au lieu de 640°C pour
une teneur en
titane sensiblement nulle. Du fait que le recuit doit être effectué à une tem-
pérature supérieure à la température de recristallisation de l'acier de
20°C
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23
ou 30°C, la teneur en titane ne doit pas excéder 10 ppm pour avoir une
tem-
pérature de recuit d'au plus 700°C. En outre, le titane, dans une
proportion
supérieure à 10 ppm, entraîne une déviation du coefficient d'anisotropie ~C
par rapport à la valeur zéro.
De même, le niobium augmente la température de recristallisation de
l'acier dans des proportions sensiblement analogues au titane. Pour une
teneur en niobium de 3 ppm, la température de recristallisation de l'acier est
égale à 640°C alors que, pour 10 ppm de niobium, elle est de
680°C. Pour
limiter la température de recuit de l'acier à une valeur proche de
700°C, tout
en assurant une recristallisation complète dans toute la bobine de tôle, on
limite donc la teneur en niobium à 10 ppm. .
Les aciers utilisés dans le cadre de l'invention sont donc des aciers
sensiblement exempts de titane et de niobium, les teneurs de ces éléments
étant limitées à 10 ppm, soit 0,001 % en poids.
Les tôles pour emboutissage obtenues par le procédé d'élaboration
suivant l'invention, qui présentent en particulier une teneur en carbone au
plus égale à 6 millièmes de pour cent et en aluminium au plus égale à 10
millièmes de pour cent, présentent, à l'issue du laminage à froid final, une
microstructure homogène à grains équiaxes et de très bonnes caractéristi-
ques d'emboutissabilité. En particulier, la microstructure de la tôle présente
une bonne homogénéité dans le sens travers et les rives de la tôle présen-
tent un grain équiaxe homogène dont la taille est un peu supérieure à la
taille des grains dans la partie de la bande voisine de l'axe. De plus, des
études ont montré que les tôles obtenues par le procédé de l'invention pré-
sentent une très bonne propreté inclusionnaire, lorsqu'on effectue la dés-
oxydation par le laitier et qu'on réalise l'inertage de la coulée continue.
En particulier, la réduction du laitier influe sur l'écart type moyen des
tailles d'inclusions et sur le nombre d'inclusions dans l'acier. En outre, le
très
bas aluminium permet de diminuer la densité moyenne des inclusions dans
l'acier.
Une très bonne propreté inclusionnaire présente un grand intérêt, en
particulier dans le cas de tôles très minces utilisées pour la fabrication par
emboutissage d'emballages métalliques tels que des boîtes pour boissons.
CA 02243495 1998-08-06
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Le procédé d'élaboration suivant l'invention permet de diminuer le
pourcentage de rebut dü à des microstructures hétérogènes ou à la pré-
sence d'inclusions inacceptables dans les tôles pour emboutissage et en
particulier dans les tôles pour emboutissage-repassage de type DWI.
En outre, le procédé suivant l'invention, qui utilise de très faibles
quantités d'aluminium pour le calmage de l'acier, permet de réaliser une
économie sur l'achat d'aluminium, dans le cadre de la production des tôles
pour emboutissage.
L'invention ne se limite pas au mode de réalisation qui a été décrit.
C'est ainsi qu'on peut réaliser le calmage de l'acier autrement que par
la réduction du laitier et que la présence de l'aluminium dans l'acier des
tôles
pour emboutissage avec une teneur inférieure à 10 millièmes de pour cent
permet en elle-même d'obtenir des avantages substantiels en ce qui con-
cerne la microstructure, l'homogénéité et l'emboutissabilité de la tôle
d'acier.
L'invention s'applique aussi bien aux tôles pour emboutissage DRD
qu'aux tôles pour emboutissage DWI. Les taux de laminage au cours du
premier et du second laminages à froid peuvent être adaptés à l'usage de la
tôle pour la réalisation de produits emboutis d'emballage spécifiques.
