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PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES D'ACIER A TRES HAUTES
CARACTERISTIQUES DE RESISTANCE, DE DUCTILITE
ET DE TENACITE, ET TOLES AINSI PRODUITES
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'allégement 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 45OMPa
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
lnduced 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
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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 beinitiques : 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
lo 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-
aillées au niobium ou au titane, d'une résistance supérieure à 78OMPe de
structure bainitique ou bain ito-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 lie/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 âtre
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,
3o contenant moins de 3% d'austénite résiduelle. Afin d'obtenir des valeurs
élevées de résistance, des additions coûteuses de niobium doivent
cependant être effectuées.
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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 e 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 rapportRe/Rm inférieur à 0,75, un allongement à
1o rupture supérieur à 10Q/0. L'invention vise également à mettre à
disposition un
acier pou 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 â 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 ({S Metal Active Gas ). L'invention vise
également à mettre à disposition un acier dont la composition ne comporte
pas d'éléments 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% :5: C S 0,25%, 1 %S Mn < 3%, AI k
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0,015 %, Si 1,985%, Mo :g 0,30%, Cr 1,5%, S 5 0,015%, PS 0,1%,
Cos1,5%, B 0,005%, étant entendu que 1% ~Si+Al ;52%, Cr+(3 x Mo)
k0,3%, 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 é 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 S 0,15%.
1o 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 5 0,25%
Selon un mode de réalisation préféré, la composition de l'acier comprend :1
to
:gMn 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% <_AI ~ 1,8%.
Selon un mode préféré, la composition de l'acier est telle que : Mo 50,010%.
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
500001mm2.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier comportant des îlots de
martensite-austénite résiduelle, dont le nombre Anna par unité de surface,
d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est
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supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation Lm 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
5 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
to - 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 TE,R
située
au dessus de Arp jusqu'à une température de transformation TFR de telle
sorte que la vitesse de refroidissement primaire Vs entre TIR 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 Clmin et inférieure ou égale à 2 C/min
la température B's étant égale à Cas+60 C lorsque. la vitesse V'R est
supérieure à 2 C/min et inférieure ou égale à 600 Clmin
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 11 50CC et on le
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lamine à chaud 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 Arp jusqu'à une température intermédiaire Ti avec une vitesse de
s refroidissement VRI supérieure ou égale à 70 C/s, la température Ti étant
inférieure ou égale à 650 C, puis
- on refroidit la tôle à partir de la température Ti jusqu'à une température
TFR,
la température TFR étant comprise entre B's et M5+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,
de telle sorte que la vitesse de refroidissement entre la température TDR et
la
température TFR soit comprise entre 20 et 90 C/s, puis
- on refroidit la tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de
1s 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 comprise
entre
0,08 et 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 Ara, 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
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à2%.
L'invention a également pour objet un procédé de- fabrication selon lequel on
ajuste la température de début de refroidissement primaire TOR située au
dessus de Ara, 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 TcR située au dessus de
Ara, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de
refroidissement primaire VR entre Top, 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 TOR située au dessus de
Ara, 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. est inférieur à 4, soit
L.In
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
3o pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à
l'abrasion.
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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
1o 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-eutectoide. 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 nanométres, 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 a 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
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très inférieure du carbone dans la ferrite par rapport à celle dans.
('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
1o 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 0,26% 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.
3o Selon un troisième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à
0,17 /o 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.
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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.
5 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 Ara. 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
10 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 2,3/0. 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
1 300MPa 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-a.usténite, 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
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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+AIf,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 é 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 MAO, 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 é 1,8% permet d'éviter la formation de ferrite pro-eutectoîde
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
io 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.
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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 pro-
eutectoïde 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-t-(3 x Mo) X0,3%. "
Les coefficients du chrome et du molybdène dans cette relation traduisent
l'aptitude respective plus ou,'rnoins 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 compensent
cette réduction par une addition de chrome pour respecter la relation : Cr+(3
x Mc+) X0,3%.
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.
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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
s 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
1o 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.
Une quantité d'austénite résiduelle inférieure à 5% ne permet pas que les
films interlattes augmentent de façon significative la résistance à
15 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
20 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
25 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
30 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
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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
s taille maximale et minimale Lm- caractérise le facteur d'élongation d'un
îlot
L.n.
donné. Selon l'invention, une ductilité particulièrement élevée est obtenue en
réduisant le nombre N,vA 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
1o 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
15 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
20 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
25 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
30 - 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
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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
5 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
io 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
15 diagramme de transformation indiquant les domaines de transformation
ferritique 2 bainitique 3 et martensitique 4.
On effectue ensuite un refroidissement contrôlé, débutant â une température
TDR, située au dessus de Ara (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
3o nécessaire de refroidir très rapidement la tôle après le laminage à chaud,
par
exemple à une vitesse de l'ordre de 2008C/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
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de mélange air-eau, en fonction de l'épaisseur de la tôle.
Le procédé peut être également mis en oeuvre selon la variante suivante : A
partir de la température TDR, on effectue un refroidissement rapide jusqu'à
une température Ti inférieure ou égale â 650 C. La vitesse VRI de ce
refroidissement rapide est supérieure à 70 C/s. On effectue ensuite un
refroidissement jusqu'à une température TFR de 'telle sorte que la vitesse
moyenne de refroidissement entre TDR et TFR soit comprise entre 20 et
90 C/s. Cette variante présente l'avantage de nécessiter un refroidissement
plus lent en moyenne entre TOR et TFR que dans la précédente variante, sous
xo la réserve d'effectuer un refroidissement plus rapide à la vitesse VR1 à
partir
de TQR pour garantir l'absence de ferrite proeutectoïde.
Après cette première phase de refroidissement rapide effectuée selon l'une
des deux variantes précédentes, 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-mômes. 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 Clmin et inférieure ou égale à
600 Clmin, B's= Bs+ 60 C.
Le premier cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur les plus
fines,
3o 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 Clmin et inférieures ou
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égales à 600 C/rnin 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.
pans le cadre de l'invention, on peut également ajuster la vitesse primaire VR
entre TDR et TFR, 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%.
Les paramètres TDR, TFR, VR, V'R, ajustés pour obtenir au moins 75% de
bainite, au moins 5% d'austénite et au moins 2% de martensite, seront
choisis de la manière suivante :
TOR sera choisie supérieure à AR3 pour éviter la formation de ferrite pro-
eutectoïde, tout en évitant une croissance exagérée du grain
austénitique et affiner la microstructure finale
La vitesse de refroidissement VR sera choisie de façon à être la plus
rapide possible pour éviter une. transformation perlitique (ce qui
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conduirait à une teneur en austénite résiduelle insuffisante) et ferritique
tout en restant au sein des capacités de contrôle d'une ligne
industrielle de façon à obtenir une homogénéité microstructurale dans
le sens longitudinal et transversal de la tôle laminée à chaud. La
vitesse de refroidissement VR doit être cependant limitée pour éviter la
formation d'une microstructure hétérogène dans l'épaisseur de la tôle.
- La vitesse de refroidissement V'R est essentiellement dépendante des
capacités de production des sites industriels et de l'épaisseur des
tôles.
- Indépendamment de V'R, TFR sera choisie suffisamment basse de
façon à éviter une transformation perlitique, ce qui se traduirait par une
transformation bainitique incomplète et une teneur en austénite
résiduelle inférieure à 5%,
- De plus, si la vitesse V'R est rapide, la température TFR sera choisie
suffisamment élevée pour laisser le temps à la transformation
bainitique de se dérouler au dessus du domaine martensitique. On
évite alors la formation de plus de 20% de martensite par un passage
trop rapide dans le domaine martensitique. Cette dernière
transformation se produirait aux dépens de la transformation bainitique
et de la stabilisation de l'austénite résiduelle.
Dans le cas où la vitesse V'R est lente, une variation de la température
TFR dans le domaine entre B'S et Ms+50 C, aura peu d'influence sur la
microstructure finale.
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 140001mm2. Ces paramètres peuvent être également
ajustés pour que la teneur en,carbone de l'austénite résiduelle soit
supérieure
à 1 % en poids. En particulier, on choisira une vitesse de refroidissement VR
pas trop élevée de façon à éviter la formation excessive d'îlots M-A
grossiers.
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
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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 1-1 à 1-9 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.
Acier Mn Si Si+AI Mo Cr Cr+(3xMo) Q/
0
C (%) % % AI(%) % % % (%) S () P(/o)
1-1 0,21 1,56 1,46 0,025 1,485 0.245 1,49 2,21 <0,003 <0,015
I-2 0,185 2,29 1,49 0,025 1,515 0,26 0,78 <0,003 <0,015
I-3 0,185 2 1,5 0,025 1,525 0,25 1,49 2,24 <0,003 <0,015
I-4 0,215 2,05 1,5 0,025 1,525 0,245 1,49 2,25 <0,003 <0,015
1-5 0,22 2,28 1.5 0.025 1,5 0,255 - 0,765 <0,003 <0,015
I-6 0,18 1,59 1,43 0,025 1,455 0,24 0,76 1,56 <0,003 <0,015
I-7 0,19 2,29 1,49 0,025 1,515 0,26 - 0.78 <0,003 <0,015
I-8 0,10 2,23 1,46 0,019 1,479 0,255 0,645 1,41 0,004 0,025
1-9 0,20 2,00 1,5 0,025 1,525 0,14 0,34 0,76 <0,003 <0,015
R-1 0,197 1,48 1,5 0,025 1,525 - - <0,003 <0,015
R-2 0,196 1,87 1,5 0,025 1,525 0,19 - 0,57 <0,003 <0,015
R-3 0,2 1,5 1,5 0,025 1,525 - 0,4 0,4 <0,003 <0,015
R-4 0,195 1,53 1,42 0,048 1,468 0,295 - 0,885 <0,003 <0,015
R-5 0,18 1,48 1,39 0,04 1,43 0,29 - 0,87 0,003 0,002
R-6 0285(l 2,25 1,5 0,025 1,525 0,255 - 0,765 <0,003 <0,015
R-7 0.29(*) 1,59 1,55 0,025 1,575 0,25 0,75 1,5 <0,003 <0,015
R-8 0547 * 1,49 1,52 0,04 1,56 - - <0,003 <0,015
R-9 0,195 1,53 1,42 0,05 1,47 0,3 - 0,9 <0,003 <0,015
Tableau 1 : Compositions d'aciers (% poids) 1= Selon l'invention. R=référence
(*) : Non conforme à l'invention.
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
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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 (1-1, 1-
2, 1-5, R-7) ont fait l'objet de différentes conditions de fabrication. Les
5 références Pl a, 1-1-b et Pl c désignent par exemple trois tôles d'aciers
fabriquées selon des conditions différentes à partir de la composition d'acier
1-1. Les tôles d'acier I-la à c, 1-4, 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'$ et
io MS+50 C calculées à partir des compositions chimiques au moyen des
expressions suivantes, les compositions étant exprimées en pourcentage
pondéral :
B$ ( C) = 830 - 270 (C) - 90(Mn) - 37(Ni) - 70(Cr) - 83(Mo)
M5 ( C) 561 - 474(C) - 33(Mn) -17(Ni) - 17(Cr) - 21(Mo)
15 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
20 façon à déterminer le paramètre NMA. Dans certains cas, on e 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.
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Tôle d'acier- VR TFR Bainite Martens N
V,R MS +50 mite résiduelle ite (%) carbures
Epaisseur ( C/s) ( C) B'$ (C) ( C) (/0) (%) (/mm2)
1-1 a (l2mm) 56 509 50 C/min 508+60 430 75 11 14 n.d.
I-lb (12mm) 50 563 50 C/min 508+60 430 80 12 6 n.d.
1-1c (l2mm) 57 450 50 C/min 508+60 430 n.d. n.d. n.d. n.d.
I-2a (3mm) 50 450 0,33 C/min 553 442 78 7 15 20000
1-2b (3mm) 50 500 0,33 C/min 553 442 78 5. 18 41000
1-3 (3mm) 50 450 0,33 C/min 475 429 n.d. 7 n.d. 42000
1-4 (12mm) 74 471 50 C/min 462+60 411 n.d. n.d. n.d. n.d.
1-5a (12mm) 52 495 50 C/min 546+60 428 85 9 6 n.d.
I-5b (12mm) 59 554 50 C/min 546+60 428 86 9 5 n.d.
I-6 (3mm) 50 455 0,33 C/min 565 455 n.d. 7,6 n.d. n.d.
1-7 (3mm) 50 450 0,33 C/min 551 440 75 5 20 26000
1-8 (3mm) 80 500 0,33 C/mn 534 473 75 n.d n.d 25000
1-9 (3mm) 50 485 0,33 C/mn 561 441 n.d n.d n.d n.d
R-1 (3mm) 200(1 400(*) 0,33 C/min 644 469 89 11 Z-M 0
R-2 (3mm) 200(1 400(*1 0,33 C/min 593 452 88 12 0
R-3 (3mm) 200 400(*) 0,33 C/min 613 460 86 14 0
R-4 (3mm) 100 500 0,33 C/min 615 462 707 23 >50000
R-5 (3mm) 100( ) 400(*1 0,33 C/min 605 462 74 12 14 0
R-6 (12mm) 48 450 50 C/min 529+60 396 63 0 37 n.d.
R-7a (3mm) 50 450 0,33 C/min 535 403 n.d. 10 n.d. n.d.
R-7b (3mm) 50 350(*) 0,33 C/min 535 403 n.d. 11 n.d. n.d.
R-8 (3mm) 3 450 0,33 C/min 548 303 96 n.d.
R-9 (3mm) 300 * 20 (*1 0,33 C/min 615 462 L], 100 n.d.
Tableau 2: Conditions de fabrication et microstructure des tôles laminées à
chaud obtenues. 1= Selon l'invention. R= référence
(*) : Non conforme à l'invention. n.d : Non déterminé
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
io 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
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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 s1
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 : A = &,(bords découpés)-E1 (bords polis)! E.1(bords
polis).
lo On a également évalué l'aptitude au soudage à l'arc (procédé MAG) et par
résistance par points, de ces tôles d'aciers.
20
30
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Tôle d'acier Re Au At (%) KCV(20 C)
MPa Rm(MPa) Re/Rm % Joules A(%)
I-1a 850 1322 0,643 6,5 13,3 48 n.d.
I-11J 864 1307 0,661 6,2 14,5 44 n.d.
1-1c 789 1343 0,587 6,1 12,6 28 n.d.
I-2a 747 1262 0,592 6,9 12,5 n.d. n.d.
I-2b 718 1209 0,594 7,8 10,8 n.d. n.d.
I-3 863 1384 0,624 7,5 12,4 n.d. -13%
1-4 977 1469 0,665 5,2 15,9 49 n.d.
I-5a 994 1382 0.719 4.4 13.2 86 n.d.
I-5b 914 1299 0.704 4.8 13.9 52 n.d.
1-6 832 1281 0,649 8,7 13,0 n.d. n.d.
1-7 734 1306 0,562 6,1 10,0 n.d. -12%
1-8 728 1200 0,606 6,1 10,0 n.d n.d
1-9 645 1200 0,537 8,4 12,9 n.d n.d
R-1 709 801(*) 0,885(*) 12,9 19,0 n.d. n.d.
R-2 728 864(*) 0,843(j 15,7 23,8 n.d. n.d.
R-3 773 912(*) Q.7 4(*) 13,8 22,5 n.d. n.d.
R-4 629 890(*) 0,707 17,3 17,7 n.d. -48%
R-5 585 857(*) 0,682 16,6 20,2 n.d. n.d.
R-6 725 1290 0,562 6,7 11,5 14(*) n.d.
R-7a 782 1231 0,635 11,7 16,6 <28(*) n.d.
R-7b 961 1297 0,741 6,9 12,2 <28(*) n.d.
R-8 779 1048 * 0,743 8,8 13,9 n.d. n.d.
R-9 790 1422 0,556 5,4 9.1(*) n.d. n.d.
Tableau 3 : Propriétés mécaniques des tôles laminées à chaud obtenues.
1= Selon l'invention. R= référence
(*) : Non conforme à l'invention. n.d. : Non déterminé
Les tôles d'aciers 1-1 à 1-9 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
1o assurant une bonne formabilité. Les aciers selon l'invention présentent
également une énergie de rupture Charpy V à température ambiante
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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.
s En particulier, les tôles d'acier l-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 mmz.-
Les aciers selon l'invention présentent également une bonne résistance à
l'endommagement en cas de découpe, puisque le facteur d'endommagement
1o A 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 é
chaud. Un constat similaire peut être dressé en soudage homogène par
15 résistance par point.
Dans le cas de l'acier 19, le refroidissement entre TDR (880 C) et TFR (485 C)
(cf. tableau 2) a également été réalisé selon la variante suivante : après un
premier refroidissement à une vitesse VR1=80 C/s jusqu'à une température Ti
de 500 C, la tôle a été refroidie de telle sorte que la vitesse moyenne entre
.20 880 C et 485 C soit de 37 C/s. Les propriétés mécaniques observées sont
alors très voisines de celles présentées au tableau 3, exemple 19.
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
2s bainitique fine. L'absence de martensite ne permet pas un durcissement
suffisant, la résistance est nettement inférieure à 1200MPa et le rapport
Re/Rn, 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
3o 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
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(N>50000/mm2) présente une sensibilité excessive à l'endommagement
comme en témoigne la valeur du facteur d'endommagement : A=-48%.
L'acier R-6 comporte une teneur en carbone excessive, conduisant à une
teneur en martensite trop élevée en raison de sa forte trempabilité ; sa
teneur
5 en bainite et en austénite est insuffisante. 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 24 C est très inférieure à 28
Joules.
Les tôles d'acier R-7a et R7-b ont également une teneur en carbone
1o excessive. La température de transition au niveau 28 Joules, estimée é
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
15 l'invention.
La tôle d'acier R-6 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,
20 La tôle d'acier R-9 e 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
25 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.
