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PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES D'ACIER LAMINEES A FROID ET
RECUITES A TRES HAUTE RESISTANCE, ET TOLES AINSI PRODUITES
L'invention concerne la fabrication de tôles minces laminées à froid et
recuites d'aciers présentant une résistance supérieure à 1200 MPa et un
allongement à rupture supérieur à 8%. Le secteur automobile et l'industrie
générale constituent notamment des domaines d'application de ces tôles
d'aciers.
Il existe en particulier dans l'industrie automobile un besoin continu
d'allègement des véhicules et d'accroissement de la sécurité. On a proposé
successivement différentes familles d'aciers pour répondre à ce besoin de
résistance accrue : on a tout d'abord proposé des aciers comportant des
éléments de micro-alliage. Leur durcissement est dû à la précipitation de ces
éléments et à l'affinement de la taille de grains. On a ensuite assisté au
développement d'aciers Dual-Phase où la présence de martensite,
constituant d'une grande dureté, au sein d'une matrice ferritique plus douce,
permet d'obtenir une résistance supérieure à 450MPa associée à une bonne
aptitude au formage à froid.
Afin d'accroître encore la résistance, on a développé des aciers présentant
un comportement TRIP (Transformation Induced Plasticity ) avec des
combinaisons de propriétés (résistance-aptitude à la déformation) très
avantageuses : ces propriétés sont liées à la structure de ces aciers
constituée d'une matrice ferritique comportant de la bainite et de l'austénite
résiduelle. La présence de ce dernier constituant confère une ductilité élevée
à une tôle non déformée. Sous l'effet d'une déformation ultérieure, par
exemple lors d'une sollicitation uniaxiale, l'austénite résiduelle d'une pièce
en
acier TRIP se transforme progressivement en martensite, ce qui se traduit par
une consolidation importante et retarde l'apparition d'une déformation
localisée.
Des tôles d'aciers Dual Phase ou TRIP ont été proposées, avec un niveau de
résistance maximal de l'ordre de 1000MPa. L'obtention de niveaux de
résistance significativement supérieurs, par exemple 1200-1400MPa se
heurte à différentes difficultés :
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- L'accroissement de résistance mécanique nécessite une analyse
chimique nettement plus chargée en éléments d'alliage, au détriment
de l'aptitude au soudage de ces aciers.
- On observe un accroissement de la différence de dureté entre la
matrice ferritique et les constituants durcissants : ceci a pour
conséquence une concentration locale des contraintes et des
déformations et un endommagement plus précoce, comme en
témoigne la baisse de l'allongement.
- On observe également un accroissement de la fraction des
constituants durcissants au sein de la matrice ferritique : dans ce cas,
les îlots, initialement isolés et de petite taille lorsque la résistance est
faible, deviennent progressivement connexes et forment des
constituants de grande taille qui favorisent là encore un
endommagement précoce.
Les possibilités d'obtenir simultanément de très hauts niveaux de résistance
et certaines autres propriétés d'usage au moyen d'aciers TRIP ou à
microstructure Dual Phase, semblent ainsi limitées. Pour atteindre une
résistance encore plus élevée, c'est à dire un niveau supérieur à 800-1000
MPa, on a développé des aciers dits multiphasés à structure
majoritairement bainitique. Dans l'industrie automobile ou dans l'industrie
générale, des tôles d'aciers multiphasés de moyenne épaisseur sont utilisées
avec profit pour des pièces structurales telles que traverses de pare-chocs,
montants, renforts divers.
En particulier, dans le domaine des tôles d'acier multiphasés laminées à froid
de plus de 980MPa, le brevet EP1559798 décrit la fabrication d'aciers de
composition : 0,10-0,25% C, 1,0-2,0% Si, 1,5-3%Mn, la microstructure étant
constituée d'au moins 60% de ferrite bainitique et d'au moins 5% d'austénite
résiduelle, la ferrite polygonale étant inférieure à 20%. Les exemples de
réalisation présentés dans ce document montrent que la résistance ne
dépasse pas 1200MPa.
Le brevet EP 1589126 décrit également la fabrication de tôles minces
laminées à froid, dont le produit (résistance x allongement) est supérieur à
20000 MPa%. La composition des aciers contient : 0,10-0,28%C, 1,0-2,0%Si,
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1-3%Mn, moins de 0,10%Nb. La structure est constituée de plus de 50% de
ferrite bainitique, de 5 à 20% d'austénite résiduelle, et de moins de 30% de
ferrite polygonale. Là encore, les exemples présentés montrent que la
résistance est encore inférieure à 1200MPa.
La présente invention vise à résoudre les problèmes évoqués ci-dessus. Elle
vise à mettre à disposition une tôle d'acier mince laminée à froid et recuite
présentant une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa conjointement
avec un allongement à rupture supérieur à 8% et une* bonne aptitude au
formage à froid. L'invention vise également à mettre à disposition un acier
peu sensible à l'endommagement lors de la découpe par un procédé
mécanique.
Par ailleurs, l'invention vise à mettre à disposition un procédé de
fabrication
de tôles minces dont de faibles variations des paramètres n'entraînent pas de
modifications importantes de la microstructure ou des propriétés mécaniques.
L'invention vise également à mettre à disposition une tôle d'acier aisément
fabricable par laminage à froid, c'est à dire dont la dureté après l'étape de
laminage à chaud est limitée de telle sorte que les efforts de laminage
restent
modérés lors de l'étape de laminage à froid.
Elle vise également à disposer d'une tôle d'acier mince apte au dépôt
éventuel d'un revêtement métallique selon les procédés usuels.
Elle vise également à disposer d'une tôle d'acier peu sensible à un
endommagement par découpe et apte à l'expansion de trou.
Elle vise encore à disposer d'un acier présentant une bonne aptitude au
soudage au moyen des procédés d'assemblage usuels tels que le soudage
par résistance par points.
Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle d'acier laminée à froid et
recuite
de résistance supérieure à 1200 MPa, dont la composition comprend, les
teneurs étant exprimées en poids : 0,10% 5 C 5 0,25%, 1%5 Mn 5 3%, Al _k
0,010 %, Si52,990%, S 5 0,015%, P5. 0,1%, N50,008%, étant entendu que
1% 5Si+Al 53%, la composition comprenant éventuellement : 0,05% 5 V 5
0,15%, B50,005%, Mo 5 0,25%, Cr 5 1,65%, étant entendu que Cr+(3 x Mo)
k0,3%, Ti en quantité telle que Ti/Nk4 et que Ti50,040%, le reste de la
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composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de
l'élaboration, la microstructure dudit acier comprenant 15 à 90% de bainite,
le
solde étant constitué de martensite et d'austénite résiduelle.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier de composition ci-dessus,
d'allongement à rupture supérieur à 10%, caractérisée en ce que Mo<
0,005%, Cr<0,005%, B=0, la microstructure de l'acier comprenant 65 à 90%
de bainite, le solde étant constitué d'îlots de martensite et d'austénite
résiduelle
L'invention a également pour objet une tôle d'acier de composition ci-dessus,
caractérisée en ce qu'elle contient :Mo 0,25%, Cr 1,65%, étant entendu
que Cr+(3 x Mo) k0,3%, B=0, la microstructure de l'acier comprenant 65 à
90% de bainite, le solde étant constitué d'îlots de martensite et d'austénite
résiduelle
L'invention a encore pour objet une tôle d'acier de composition ci-dessus, de
résistance supérieure à 1400MPa, d'allongement à rupture supérieur à 8%,
caractérisée en ce qu'elle contient : Mo 0,25%, Cr 5_ 1,65%, étant entendu
que Cr+(3 x Mo) k.0,3%, la microstructure de l'acier comprenant 45 à 65% de
bainite, le solde étant constitué d'îlots de martensite et d'austénite
résiduelle
L'invention a également pour objet une tôle d'acier de composition ci-dessus,
de résistance supérieure à 1600MPa, d'allongement à rupture supérieur à
8%, caractérisée en ce qu'elle contient : Mo .5. 0,25%, Cr 1,65%,
étant
entendu que: Cr+(3 x Mo) k0,3%, la microstructure de l'acier comprenant 15
à 45% de bainite, le solde étant constitué de martensite et d'austénite
résiduelle.
Selon un mode particulier, la composition comprend : 0,19% C 0,23%
Selon un mode préféré, la composition comprend : 1,5% 5_Mn :5_ 2,5%
Préférentiellement, la composition comprend : 1,2% 5_Si 1,8%
A titre préféré, la composition comprend : 1,2% 5_Al 1,8%
Selon un mode particulier, la composition comprend : 0,05% 5_ V 0,15%
0,004 .5. 0,008%.
A titre préférentiel, la composition comprend : 0,12% _5_ V 0,15%
Selon un mode préféré, la composition comprend : 0,0005. B _5_ 0,003%.
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L'invention a également pour objet une tôle d'acier laminée à froid et recuite
de
résistance supérieure à 1200 MPa et d'allongement à rupture supérieur à 8%,
dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,10% C
0,25%, 1% Mn 3%, Al 0,010%, 1,2% Si 1,8%, S 0,015%, P 0,1 %,
0,004 N 0,008%, étant entendu que: 1,2% Si+Al 3%,
la composition
comprenant éventuellement : 0,05% V 0,15%, B 0,005%, Mo
0,25%,
Cr 1,65%, étant entendu que: Cr+(3 x Mo) 0,3%,
Ti en quantité telle que
Ti/N 4 et que Ti 0,040%, le reste de la composition étant constitué de fer et
d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure dudit
acier
comprenant 15 à 90% de bainite, le solde étant constitué de martensite et
d'austénite résiduelle.
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Préférentiellement, la taille moyenne des îlots de martensite et d'austénite
résiduelle est inférieure à 1 micromètre, la distance moyenne entre les îlots
étant inférieure à 6 micromètres.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
d'acier laminée à froid de résistance supérieure à 1200 MPa, d'allongement à
rupture supérieur à 10%, selon lequel on approvisionne un acier de
composition : 0,10% C 0,25%, Mn 3%,
Al 0,010 %, Si52,990%,
étant entendu que :1% S
0,015%, P_<_ 0,1%, Ne,008%,
Mo<0,005%, Cr<0,005%, B=0, la composition comprenant éventuellement :
0,05% V 0,15%, Ti en quantité telle que Ti/Nk4 et que Ti_0,040%. On
procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier, puis on porte le
demi-produit à une température supérieure à 1150 C et on lamine à chaud le
demi-produit pour obtenir une tôle laminée à chaud. On bobine et on décape
la tôle, puis on lamine à froid celle-ci avec un taux de réduction compris
entre
30 et 80% de façon à obtenir une tôle laminée à froid. On réchauffe la tôle
laminée à froid à une vitesse Vc comprise entre 5 et 15 C/s jusqu'à une
température T1 comprise entre Ac3 et Ac3+20 C, pendant un temps t1
compris entre 50 et 150s puis on refroidit la tôle à une vitesse VRi
supérieure
à 40 C/s et inférieure à 100 C/s jusqu'à une température T2 comprise entre
(Ms-30 C et M5+30 C). On maintient la tôle à ladite température T2 pendant
un temps t2 compris entre 150 et 350s puis on effectue un refroidissement à
une vitesse VR2 inférieure à 30 C /s jusqu'à la température ambiante.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
d'acier laminée à froid de résistance supérieure à 1200 MPa, d'allongement à
rupture supérieur à 8%, selon lequel on approvisionne un acier de
composition :0,10% C 0,25%, 1 /0. Mn 3% ,Al k 0,010 %, Si2,990%,
étant entendu que 1% Si+Al S 0,015%, 0,1%, Ne,008%, Mo
0,25%, Cr 1,65%, étant entendu que Cr+(3 x Mo) .?_0,3%, éventuellement
0,05% V 0,15%,
135.0,005%, Ti en quantité telle que Ti/N1..k4 et que
Ti.<1,040%. 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, puis on lamine
à chaud le demi-produit pour obtenir une tôle laminée à chaud. On bobine la
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tôle, on décape celle-ci, puis on lamine à froid la tôle avec un taux de
réduction compris entre 30 et 80% de façon à obtenir une tôle laminée à froid.
On réchauffe la tôle laminée à froid à une vitesse Ve comprise entre 5 et
15 C/s jusqu'à une température T1 comprise entre Ac3 et Ac3+20 C,
pendant un temps t1 compris entre 50 et 150s puis on refroidit celle-ci à une
vitesse VRi supérieure à 25 C/s et inférieure à 100 C/s jusqu'à une
température T2 comprise entre Bs et (Ms - 20 C) On maintient la tôle à la
température T2 pendant un temps t2 compris entre 150 et 350s puis on
effectue un refroidissement à une vitesse VR2 inférieure à 30 C /s jusqu'à la
température ambiante.
La température T1 est préférentiellement comprise entre Ac3+10 C et
Ac3+20 C.
L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à
froid et recuite selon l'un des modes 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.
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 annexées ci-jointes :
La figure 1 présente un exemple de structure d'une tôle d'acier selon
l'invention, la structure étant révélée par réactif LePera.
La figure 2 présente un exemple de structure d'une tôle d'acier selon
l'invention, la structure étant révélée par réactif Nital.
Les inventeurs ont mis en évidence que des problèmes ci-dessus étaient
résolus lorsque la tôle d'acier mince laminée à froid et recuite présentait
une
microstructure bainitique, avec en complément des îlots de martensite et
d'austénite résiduelle, ou îlots M-A . Pour les aciers dont la résistance
est
la plus élevée, supérieure à 1600MPa, la microstructure comporte une
quantité plus importante de martensite et d'austénite résiduelle.
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 : en liaison d'autres éléments de la composition (Cr, Mo, Mn) et
avec le traitement thermique de recuit après laminage à froid, il augmente la
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trempabilité et permet d'obtenir une transformation bainitique. Les teneurs en
carbone selon l'invention conduisent également à la formation d'îlots de
martensite et d'austénite résiduelle dont la quantité, la morphologie, la
composition permettent d'obtenir les propriétés visées ci-dessus.
Le carbone retarde également la formation de la ferrite pro-eutectoïde après
traitement thermique de recuit après laminage à froid: dans le cas contraire,
la présence de cette phase de faible dureté provoquerait un endommagement
local trop important à l'interface avec la matrice dont la dureté est plus
élevée. La présence de ferrite prceutectoïde issue du recuit doit donc être
évitée pour obtenir des niveaux élevés de résistance mécanique.
Selon l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,25% en
poids : Au dessous de 0,10%, une résistance suffisante ne peut pas être
obtenue et la stabilité de l'austénite résiduelle n'est pas satisfaisante. Au
delà
de 0,25%, la soudabilité est réduite en raison de la formation de
microstructures de trempe dans la Zone Affectée par la Chaleur.
Selon un mode préféré, la teneur en carbone est comprise entre 0,19 et
0,23%: au sein de cette plage, la soudabilité est très satisfaisante, et la
quantité, la stabilité et la morphologie des îlots M-A sont particulièrement
adaptées pour obtenir un couple favorable de propriétés mécaniques
(résistance-allongement)
En quantité comprise entre 1 et 3% en poids, une addition de manganèse,
élément à caractère gammagène, permet d'éviter la formation de ferrite pro-
eutectoïde lors du refroidissement au recuit après laminage à froid. Le
manganèse contribue également à désoxyder l'acier lors de l'élaboration en
phase liquide. L'addition de manganèse participe également à un
durcissement efficace en solution solide et à l'obtention d'une résistance
accrue. Préférentiellement, le manganèse est compris entre 1,5 et 2,5% de
façon à ce que ces effets soient obtenus, et ce sans risque de formation de
structure en bandes néfaste.
Le silicium et l'aluminium jouent de façon conjointe un rôle important selon
l'invention.
Le silicium retarde la précipitation de la cémentite lors du refroidissement à
partir de l'austénite après recuit. Une addition de silicium selon l'invention
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contribue donc à stabiliser une quantité suffisante d'austénite résiduelle
sous
forme d'îlots qui se transforment ultérieurement et progressivement en
martensite sous l'effet d'une déformation. Une autre partie de l'austénite se
transforme directement en martensite lors du refroidissement après recuit.
L'aluminium est un élément très efficace pour la désoxydation de l'acier. A ce
titre, sa teneur est supérieure ou égale à 0,010%. Comme le silicium, il
stabilise l'austénite résiduelle.
Les effets de l'aluminium et du silicium sur la stabilisation de l'austénite
sont
voisins ; lorsque les teneurs en silicium et en aluminium sont telles que:
1%5Sii-A1.3%, une stabilisation satisfaisante de l'austénite est obtenue, ce
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 0,010%, la teneur en silicium est inférieure ou égale à
2,990%.
La teneur en silicium est de préférence comprise entre 1,2 et 1,8% pour
stabiliser une quantité d'austénite résiduelle suffisante et pour éviter une
oxydation intergranulaire lors de l'étape de bobinage à chaud précédant le
laminage à froid. On évite aussi de la sorte 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.
Ces effets sont également obtenus lorsque la teneur en aluminium est de
préférence comprise entre 1,2 et 1,8%. A teneur équivalente, les effets de
l'aluminium sont en effet semblables à ceux exposés ci-dessus pour le
silicium, mais le risque d'apparition de défauts superficiels est cependant
moindre.
Les aciers selon l'invention comportent éventuellement du molybdène et/ou
du chrome : le molybdène augmente la trempabilité, évite la formation de
ferrite pro-eutectoïde et affine efficacement la microstructure bainitique.
Cependant, une teneur supérieure à 0,25% en poids augmente le risque de
former une microstructure majoritairement martensitique au détriment de la
formation de bainite.
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Le chrome contribue également à éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde
et à l'affinement de la microstructure bainitique. Au delà de 1,65%, le risque
d'obtenir une structure majoritairement martensitique est important.
Comparé au molybdène, son effet est cependant moins marqué ; selon
l'invention, les teneurs en chrome et en molybdène sont telles que: Cr+(3 x
Mo) k0,3%. Les coefficients du chrome et du molybdène dans cette relation
traduisent leur influence sur la trempabilité, en particulier l'aptitude
respective
de ces éléments à éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde dans les
conditions de refroidissement particulières de l'invention.
Selon un mode économique de l'invention, l'acier peut comporter des teneurs
en molybdène et en chrome très faibles ou nulles, c'est à dire des teneurs
inférieures à 0,005% en poids pour ces deux éléments, et 0% de bore.
Pour obtenir une résistance supérieure à 1400MPa, l'addition de chrome
et/ou de molybdène est requise, dans des quantités mentionnées ci-dessus.
Lorsque la teneur en soufre est supérieure à 0,015%, l'aptitude à la mise en
forme est réduite en raison de la présence excessive de sulfures de
manganèse.
La teneur en phosphore est limitée à 0,1% de façon à maintenir une ductilité
à chaud suffisante.
La teneur en azote est limitée à 0,008% pour éviter un vieillissement
éventuel.
L'acier selon l'invention contient éventuellement du vanadium en quantité
comprise entre 0,05 et 0,15%. En particulier, lorsque la teneur en azote est
comprise conjointement entre 0,004 et 0,008%, la précipitation du vanadium
peut intervenir lors du recuit après laminage à froid sous forme de fins
carbonitrures qui confèrent un durcissement supplémentaire.
Lorsque la teneur en vanadium est comprise entre 0,12 et 0,15% en poids,
l'allongement uniforme ou à rupture est particulièrement augmenté.
L'acier peut éventuellement comprendre du bore en quantité inférieure ou
égale à 0,005%. Selon un mode préféré, l'acier contient préférentiellement
entre 0,0005 et 0,003% de bore, ce qui contribue à la suppression de la
ferrite pro-eutectoïde en présence de chrome et/ou de molybdène. En
complément des autres éléments d'addition, l'ajout de bore en quantité
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mentionnée ci-dessus permet d'obtenir une résistance supérieure à 1400
MPa.
L'acier peut éventuellement comprendre du titane en quantité telle que Ti/W.4
et que Ti.0,040%, ce qui permet la formation de carbonitrures de titane et
augmente le durcissement.
Le reste de la composition est constitué d'impuretés inévitables résultant de
l'élaboration. Les teneurs de ces impuretés, telles que Sn, Sb, As, sont
inférieures à 0,005%.
Selon un mode de réalisation de l'invention destiné à la fabrication de tôles
d'acier de résistance supérieure à 1200MPa, la microstructure de l'acier est
composée de 65 à 90% de bainite, ces teneurs se référant à des
pourcentages surfaciques, le solde est constitué d'îlots de martensite et
d'austénite résiduelle (îlots de composés M-A)
Cette structure en majorité bainitique, ne comportant pas de ferrite
proeutectoïde de faible dureté, présente une capacité d'allongement à rupture
supérieure à 10%.
Selon l'invention, les îlots M-A régulièrement dispersés dans la matrice ont
une taille moyenne inférieure à 1 micromètre.
La figure 1 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon
l'invention. La morphologie des îlots M-A a été révélée au moyen de réactifs
chimiques appropriés : après attaque, les îlots M-A apparaissent en blanc sur
une matrice bainitique plus ou moins sombre. Certains îlots de petite taille
sont localisés entre les lattes de ferrite bainitique. On observe les îlots à
des
grandissements allant de 500 à 1500x environ sur une surface
statistiquement représentative et on mesure grâce à un logiciel d'analyse
d'images la taille moyenne des îlots ainsi que la distance moyenne entre ces
îlots. Dans le cas de la figure 1, le pourcentage surfacique des îlots est de
12% et la taille moyenne des îlots M-A est inférieure à 1 micromètre.
On a mis en évidence qu'une morphologie spécifique des îlots M-A était à
rechercher particulièrement : lorsque la taille moyenne des îlots est
inférieure
à 1 micromètre et lorsque la distance moyenne entre ces îlots est inférieure à
6 micromètres, on obtient simultanément les effets suivants :
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- un endommagement limité en raison de l'absence d'amorçage de la
rupture sur des îlots M-A de grande taille
- un durcissement significatif en raison de la proximité de nombreux
constituants M-A de faible taille
Selon un autre mode de réalisation de l'invention destiné à la fabrication de
tôles d'acier de résistance supérieure à 1400MPa et d'allongement à rupture
supérieur à 8%, la microstructure est composée de 45 à 65% de bainite, le
solde étant constitué d'îlots de martensite et d'austénite résiduelle.
Selon un autre mode de réalisation de l'invention destiné à la fabrication de
tôles d'acier de résistance supérieure à 1600MPa et d'allongement à rupture
supérieur à 8%, la microstructure est composée de 15 à 45% de bainite, le
solde étant constitué de martensite et d'austénite résiduelle.
La mise en uvre du procédé de fabrication d'une tôle mince laminée à froid
et recuite selon l'invention est la suivante :
- On approvisionne un acier de composition selon l'invention
- On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée
peut être réalisée en lingots ou en continu sous forme de brames d'épaisseur
de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la coulée sous forme de
brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur, ou de
bandes minces, entre cylindres d'acier contra-rotatifs.
Les demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température
supérieure à 1150 C pour atteindre en tout point une température favorable
aux déformations élevées que va subir l'acier lors du laminage.
Naturellement, dans le cas d'une coulée directe de brames minces ou de
bandes minces entre cylindres contra-rotatifs, l'étape de laminage à chaud de
ces demi-produits débutant à plus de 1150 C peut se faire directement après
coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas
nécessaire dans ce cas.
On lamine à chaud le demi-produit. Un avantage de l'invention est que les
caractéristiques finales et la microstructure de la tôle laminée à froid et
recuite sont relativement peu dépendantes de la température de fin de
laminage et du refroidissement suivant le laminage à chaud.
On bobine ensuite la tôle à chaud. La température de bobinage est
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préférentiellement inférieure à 550 C pour limiter la dureté de la tôle
laminée
à chaud et l'oxydation intergranulaire en surface. Une dureté trop importante
de la tôle laminée à chaud conduit à des efforts excessifs lors du laminage
ultérieur à froid ainsi éventuellement qu'à des défauts en rives.
On décape ensuite la tôle laminée à chaud selon un procédé connu en lui-
même de façon à conférer à celle-ci un état de surface propre au laminage à
froid. Ce dernier est effectué en réduisant l'épaisseur de la tôle laminée à
chaud de 30 à 80%.
On effectue ensuite un traitement thermique de recuit, préférentiellement par
un recuit en continu, qui comporte les phases suivantes :
- Une phase de chauffage avec une vitesse N/c comprise entre 5 et 15 C/s.
jusqu'à une température 1-1. Lorsque N/c est supérieure à 15 C/s, la
recristallisation de la tôle écrouie par le laminage à froid peut ne pas être
totale. Une valeur minimale de 5 C/s est requise pour la productivité. Une
vitesse N/c comprise entre 5 et 15 C/s permet d'obtenir une taille de grain
d'austénite particulièrement adaptée à la microstructure finale désirée.
La température T1 est comprise entre Ac et A3-1-20 C, la température Ac
correspondant à la transformation totale en austénite lors du chauffage. Ac
dépend de la composition de l'acier et de la vitesse de chauffage et peut être
déterminée par exemple par dilatonnétrie. L'austénitisation totale permet de
limiter la formation ultérieure de ferrite proeutectoïde. Il est important que
la
température T1 soit inférieure à A3+20 C dans le but d'éviter un
grossissement exagéré du grain austénitique. Au sein de cette plage (Ac -
A3+20 C), les caractéristiques du produit final sont peu sensibles à une
variation de température T1.
Très préférentiellement, la température T1 est comprise entre Ac3+10 C et
Ac3+20 C. Dans ces conditions, les inventeurs ont mis en évidence que la
taille de grain austénitique est plus homogène et plus fine, ce qui conduit
par
la suite à la formation d'une microstructure finale présentant elle aussi ces
caractéristiques.
- Un maintien à la température T1 pendant un temps t1 compris entre 50s et
150s. Cette étape conduit à une homogénéisation de l'austénite.
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L'étape suivante du procédé dépend de la teneur en chrome et en molybdène
de l'acier :
- Lorsque l'acier ne comporte pratiquement pas de chrome, de molybdène
et de bore, c'est à dire lorsque Cr<0,005%, Mo<0,005%, B=0%, on
effectue un refroidissement avec une vitesse VRi supérieure à 40 C/s et
inférieure à 100 C/s jusqu'à une température T2 comprise entre Ms-30 C
et M-i-30 C. Pour ces conditions de vitesse de refroidissement, la
diffusion du carbone dans l'austénite est limitée. Cet effet est saturé au
delà de 100 C/s. Un maintien est réalisé à cette température T2 pendant
un temps t2 compris entre 150 et 350s. Ms désigne la température de
début de transformation martensitique. Cette température dépend de la
composition de l'acier mis en oeuvre et peut être déterminée par exemple
par dilatométrie. Ces conditions permettent d'éviter la formation de ferrite
proeutectoïde lors du refroidissement. On obtient également dans ces
conditions une transformation bainitique de la plus grande partie de
l'austénite. La fraction restante est transformée en martensite ou est
éventuellement stabilisée sous forme d'austénite résiduelle.
- Lorsque l'acier comporte une teneur en chrome et en molybdène telles
que Mo 0,25%, Cr 1,65%, et Cr-i-(3 x Mo) ..k0,3%, on effectue un
refroidissement avec une vitesse VRi supérieure à 25 C/s et inférieure à
100 C/s jusqu'à une température T2 comprise entre (Bs et M3-20 C) Un
maintien est réalisé à cette température T2 pendant un temps t2 compris
entre 150 et 350s. Bs désigne la température de début de transformation
bainitique. Ces conditions permettent d'obtenir les mêmes
caractéristiques microstructurales que ci-dessus. L'addition de chrome
et/ou de molybdène permet en particulier de garantir que la formation de
ferrite proeutectoïde n'intervient pas. Dans les limites de vitesse de
refroidissement VRi selon l'invention, les caractéristiques finales du
produit sont relativement peu sensibles à une variation de cette vitesse
VR1.
- L'étape suivante du procédé est identique, que le produit comporte ou
non du chrome et/ou du molybdène : on effectue un refroidissement à
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une vitesse VR2 inférieure à 30 C /s jusqu'à la température ambiante. En
particulier, lorsque la température T2 est peu élevée au sein des plages
selon l'invention, le refroidissement à une vitesse VR2 inférieure à 30 C /s
provoque un revenu des îlots de martensite nouvellement formée, ce qui
est favorable en termes de propriétés d'usage.
Exemple :
On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous,
exprimée en pourcentage pondéral. Outre les aciers 1-1 à 1-5 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-5 ayant servi à la fabrication de tôles de
référence.
Acier C Mn Si AI Si-i2A1 Mo Cr Cri-(3x11/10) S P V Ti B N
(%) (%) (%) (%)i (VO ' (%) (%) (%) (%)
(M) (Vo) (%) _ (%) (%)
= 1-1 0,19 2 1,5 0,040 1,54 - - 0,003
0,015 - - - 0,004
1-2 0,2 2 1,5 0,040 1,54 0,25 - 0,75 0,003 0,015 - - -
0,004
1-3 0,19 2 - 1,5 0,040 1,54 0,14 0,34 0,76
0,003 0,015 - - - 0,004
= 1-4 0,2 2 1,5 0,040 1,54 0,25 -
0,75 0,003 0,015 - 0,020 0,0038 0,004
1-5 0,2 2 1,5 0,040 1,54 0,25 - 0,75
0,003 0,015 0,15 0,020 0,0038 0,004
R-1 0,110 2,2 0,347 0,031 Q18 0,13 0,4 0,79 0,003 0,015 - 0,027 -
0,004
- 0,002 -
0,004
R-2, 0 038 0 212 0,036 0,053 0 089 1 1 0,21 3,51 0,003 0,015
R-3 0 035 Q1 0,035 0,054 0 089 0 5 0,034
1,534 0,003 0,015 - 0,002 - 0,004
' R4 = 0,19 1,3 0,25 0,040 0 29 - 0,18 0,18
0,003 0,015 - 0,003 0,006
R-5ï 0,148 1,925 0,214 0,024 0 238 - 0,19 0,19 0,002 0,012 -
0,024 - 0,005
Tableau 1 Compositions d'aciers (% poids). 1= Selon l'invention. R= référence
Valeurs soulignées : Non conforme à l'invention.
Des demi-produits correspondant aux compositions ci-dessus ont été
réchauffés à 1200 C, laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 3 mm et
bobinés à une température inférieure à 550 C. Les tôles ont été ensuite
laminées à froid jusqu'à une épaisseur de 0,9 mm soit un taux de réduction
de 70%. A partir d'une même composition, certains aciers ont fait l'objet de
différentes conditions de fabrication. Les références 11-a, 11-b et 11-c, 11-d
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désignent par exemple quatre tôles d'aciers fabriquées selon des conditions
différentes à partir de la composition d'acier 11. Le tableau 2 indique les
conditions de fabrication des tôles recuites après laminage à froid. La
vitesse
de réchauffage Vc est de 10 C/s dans tous les cas.
Les températures de transformation Ac3, Bs et Ms ont été également portées
au tableau 2.
On a également indiqué les différents constituants microstructuraux mesurés
par microscopie quantitative : fraction surfacique de bainite, martensite et
d'austénite résiduelle.
Les îlots M-A ont été mis en évidence par le réactif de LePera. Leur
morphologie a été examinée au moyen d'un logiciel d'analyse d'images
Scion .
Tôle d'acier Ti 1 Ac3 t1 T Bs ' ' Ms t2
' VR2
( C) ' , ( C) , (s) VRi ( C/s) 2 ( C) '
( C) (s) ( C/S)
= "-a 850 830 100 54 350 600 380 200
15
11-b goo 830 100 54 400 600 380 200 15
11-c =825 830 100 54 400 600 380 200 15
= 11-d 850 830 100 54 450 600 380 200
15
12-a 850 830 100 54 400 575 375 200 15
12-b 850 830 120 54 400 575 375 240 15
=I2-c 850 830 95 22 400 575 375 200 5
=I3-a 850 830 100 54 400 565 395 200 15
13-b 850 830 100 65 350 565 395 200 15
14 850 830 100 54 400 575 375 200 15
15 = 850 830 100 54 400 575 375 200 15
Ri 850 845 100 54 400 520 425 200 15
R2 = 800 930 60 20 460 695 510 20 15
R3
8 915 60 20 460 760 520 20 15
1 _ 00 ___
R4 850 845 300 20 460 650 425 20 15
, R5 = 800 900 60 20 460 605 425 -8-9- 20
Tableau 2: Conditions de fabrication et microstructure des tôles laminées à
chaud obtenues. I= Selon l'invention. R= référence
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention.
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.
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Dans certains cas on a déterminé l'énergie de rupture à -40 C à partir
d'éprouvettes de résilience du type Charpy V d'épaisseur réduite à 1,4mrn.
On a également évalué l'endommagement lié à une découpe (cisaillage ou
poinçonnage par exemple) qui pourrait éventuellement diminuer les capacités
de déformation ultérieure d'une pièce découpée. Dans ce but, on a découpé
par cisaillage des éprouvettes de dimension 20 x 80 mm2. Une partie de ces
éprouvettes a été ensuite soumise à un polissage des bords. Les éprouvettes
ont été revêtues de grilles photodéposées puis soumises à une traction
uniaxiale jusqu'à rupture. Les valeurs des déformations principales Ci
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 = Ei(bords découpés)-ci (bords polis)/ Ci (bords
polis).
Pour certaines tôles, on a également évalué l'endommagement au voisinage
de bords découpés à partir d'échantillons de 105x105mm2 comportant un trou
d'un diamètre initial de 10mm. On mesure l'augmentation relative du diamètre
du trou après introduction d'un poinçon conique jusqu'à ce qu'une fissure
apparaisse.
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=
Taille d'îlot (M-
Endomma
Fraction Fraction A)<1 micron et KCV gement A
Expansion
Tôle d'acier bain itique (M-A) distance Re Rm Au At
moyenne<6 (MPa) (MPa) (%) (%) jicire bords (%)
micromètre découpés
, (Vo) .
11-8 ' 89 11 Oui 718 1200 7,5 11,2 63 35
11-b
¨ 43 17 Non 490 1020 15 19
,
63 17 Oui 500 1040 14 17 36
83 17 Non 550 1100 9 12
88 12 Oui 800 1250 8,8 12,7 -
14
' I2-b i 90 10 Oui 790 1260 8,2 12
=.I2zg ' ' Nd Nd Nd 700 1200 7 8 5
I3-a 88 12 Oui 750 1200 9,5 12,7
40
Nd Nd Nd 900 1300 9 8
14 60 40 Oui 690 1420 8 11,2 = -22,5
15 46 55 Nd 800 1600 7,5 10
R1 Nd Nd Nd 800 950 4 6
Ferrite 6 Nd 400 520 10 16
El Ferrite 5 Nd 300 450 16 21
_R4 , 60 40 Nd 650 950 Nd 4
1 13.5_ Ferrite 17 Oui 404 856 12,4 16 -43
Tableau 3: Propriétés mécaniques des tôles laminées à froid et recuites.
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention. Nd : non déterminé
Les tôles de composition conforme à l'invention et fabriquées selon les
conditions de l'invention (I1-a, I2-a-b, I3-a, 14, 15) 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 toujours supérieur ou égal à 10%. Les aciers selon l'invention
présentent également une énergie de rupture Charpy V à -40 C supérieure à
40 Joules/cm2. Ceci permet la fabrication de pièces résistant à la propagation
brutale d'un défaut notamment en cas de sollicitations dynamiques. Les
microstructures des aciers avec une résistance minimale de 1200MPa et un
allongement à rupture minimal de 10% selon l'invention comportent une
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teneur en bainite comprise entre 65 et 90%, le solde étant constitué d'îlots M-
A. La figure 1 présente ainsi la microstructure de la tôle d'acier I3a
comportant 88% de bainite et 12% d'îlots M-A, révélée par une attaque au
réactif LePera. La figure 2 présente cette microstructure révélée par une
attaque Nital. Dans le cas d'aciers présentant une résistance minimale de
1400MPa et un allongement à rupture minimal de 8%, les aciers selon
l'invention présentent une teneur en bainite comprise entre 45 et 65%, le
solde étant des îlots M-A. Dans le cas d'aciers présentant une résistance
minimale de 1600MPa et un allongement à rupture minimal de 8%, les aciers
selon l'invention présentent une teneur en bainite comprise entre 15 et 35%,
le solde étant de la martensite et de l'austénite résiduelle. Les tôles
d'acier
selon l'invention présentent une taille d'îlots M-A inférieure à 1 micromètre,
la
distance inter-îlots étant inférieure à 6 micromètres.
Les aciers selon l'invention présentent également une bonne résistance à
l'endommagement en cas de découpe puisque le facteur d'endommagement
A est limité à -23%. Une tôle d'acier ne présentant pas ces caractéristiques
(R5) peut présenter un facteur endommagement de 43%. Les tôles selon
l'invention présentent ont une bonne aptitude à l'expansion de trou.
Les aciers selon l'invention présentent également une bonne aptitude au
soudage homogène : pour des paramètres de soudage adaptés aux
épaisseurs rapportés ci-dessus, les joints soudés sont exempts de fissures à
froid ou à chaud.
Les tôles d'acier I1-b et 11-c ont été recuites à une température T1 trop
faible,
la transformation austénitique n'est pas complète. En conséquence la
microstructure comporte de la ferrite proeutectoïde (40% pour 11b, 20% pour
11-c) et une teneur excessive en îlots M-A. La résistance mécanique est alors
diminuée par la présence de ferrite proeutectoïde.
Pour la tôle d'acier I1-d, la température de maintien T2 est supérieure à
Ms+30 C : la transformation bainitique qui intervient à plus haute température
donne naissance à une structure plus grossière et conduit à une résistance
mécanique insuffisante.
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Pour la tôle d'acier I-2c, la vitesse de refroidissement VRi après recuit
n'est
pas suffisante, la microstructure formée est plus hétérogène et l'allongement
à rupture est réduit au dessous de 10%.
Pour la tôle I-3b, la température de maintien T2 est inférieure à Ms-20 C: en
conséquence, le refroidissement VRi provoque l'apparition d'une bainite
formée à basse température et de martensite, associées à un allongement
insuffisant.
L'acier RI a une teneur en (silicium+alunninium) insuffisante, la température
de maintien T2 est inférieure à Ms-20 C. En raison de la teneur insuffisante
en (Si+Al), la quantité d'îlots M-A formée est insuffisante pour obtenir une
résistance supérieure ou égale à 1200MPa.
Les aciers R2 et R3 ont des teneurs en carbone, manganèse,
silicium+aluminium, insuffisantes. La quantité de composés M-A formés est
inférieure à 10%. En outre, la température de recuit T1 inférieure à Ac3
conduit à une teneur excessive en ferrite proeutectoïde et en cémentite, et à
une résistance insuffisante.
L'acier R4 a une teneur insuffisante en (Si+Al) La vitesse de refroidissement
VRi est notamment trop faible. L'enrichissement de l'austénite en carbone au
refroidissement est alors insuffisant pour permettre la formation de
martensite
et pour obtenir les propriétés de résistance et d'allongement visées par
l'invention.
L'acier R5 présente également une teneur insuffisante en (Si+Al) La vitesse
de refroidissement insuffisamment rapide après le recuit conduit à une teneur
excessive en ferrite proeutectoïde et à une résistance mécanique
insuffisante.
Partant du procédé de fabrication de la tôle d'acier I2-a, une tôle d'acier I2-
d
été fabriquée selon un procédé présentant des caractéristiques identiques, à
l'exception de la température Ti égale à 830 C, soit la température Ac. Dans
le cas où T1 est égale à Ac, l'aptitude à l'expansion de trou conique est de
25%. Quand la température T1 est égale à 850 C (A3+20 C), l'aptitude à
l'expansion est accrue jusqu'à 31%.
Ainsi, l'invention permet la fabrication de tôles d'aciers alliant une très
haute
résistance et une ductilité élevée. Les tôles d'aciers selon l'invention sont
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utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments
de renfort dans le domaine automobile et de l'industrie générale.
