Note : Les descriptions sont présentées dans la langue officielle dans laquelle elles ont été soumises.
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PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES D'ACIER AUSTENITIQUE,
FER-CARBONE-MANGANESE A TRES HAUTES CARACTERISTIQUES
DE RESISTANCE ET D'ALLONGEMENT,
ET EXCELLENTE HOMOGENEITE
La présente invention concerne la fabrication de tôles laminées à chaud et à
froid d'aciers austénitiques fer-carbone-manganèse présentant de très hautes
caractéristiques mécaniques, et notamment une combinaison de résistance
mécanique et d'allongement à rupture très avantageuse alliée à une
lo excellente homogénéité de propriétés mécaniques.
Dans le domaine automobile, l'évolution du niveau d'équipement des
véhicules rend encore plus nécessaire l'allègement de la structure métallique
elle-même. Pour cela, chaque fonction doit être repensée pour améliorer ses
performances et diminuer son poids. Différentes familles d'aciers ont été
ainsi
développées en vue de satisfaire à ces exigences toujours croissantes : par
ordre chronologique, on citera par exemple les aciers à haute limite
d'élasticité durcis par précipitation fine de niobium, vanadium ou titane, les
aciers à structures Dual-Phase (ferrite comportant jusqu'à 25% de
martensite), les aciers TRIP composés de ferrite, de martensite et
2o d'austénite susceptible de se transformer sous déformation ( Transformation
Induced Plasticity ) Pour chaque type de structure, la résistance à la
rupture
et l'aptitude à la déformation sont des propriétés antagonistes, si bien qu'il
n'est généralement pas possible d'obtenir des valeurs très élevées pour l'une
des propriétés sans réduire drastiquement l'autre. Ainsi, pour les aciers
TRIP,
il est difficile d'obtenir simultanément une résistance supérieure à 900 MPa
et
un allongement supérieur à 25%. On citera encore les aciers à structure
bainitique ou martensito-bainitique, dont la résistance peut atteindre 1200
MPa sur tôles laminées à chaud, mais où l'allongement n'est que de l'ordre
de 10%. Si ces caractéristiques peuvent être satisfaisantes pour certaines
3o applications, elles demeurent néanmoins insuffisantes dans le cas où l'on
_souhaite un allégement supplémentaire par la combinaison simultanée-d'une
résistance élevée et d'une grande aptitude pour les opérations ultérieures de
déformation et pour l'absorption d'énergie.
Dans le cas de tôles laminées à chaud, c'est-à-dire d'épaisseur allant environ
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de 1 à 10 mm, de telles caractéristiques sont mises à profit pour l'allègement
de pièces de liaison au sol, de roues, de pièces de renfort telles que les
barres anti-intrusion de portières, ou celles destinées à des véhicules lourds
(camions, bus). Pour des tôles laminées à froid (allant environ de 0,2 mm à 6
mm), les applications visent la fabrication de pièces participant à la
sécurité et
à la durabilité des véhicules automobiles ou encore de pièces extérieures.
Pour satisfaire ces exigences simultanées de résistance et de ductilité, on
connaît des aciers à structure austénitique, tels que les aciers Fe-C(jusqu'à
1,5%)-Mn(15 à 35%) (teneurs exprimées en poids) et contenant
io éventuellement d'autres éléments tels que le silicium, l'aluminium ou le
chrome: A une température donnée, le mode de déformation des aciers
austénitiques ne dépend que de l'énergie de défaut d'empilement ou
EDE , grandeur physique qui ne dépend elle-même que de la composition
et de la température : Lorsque I'EDE décroît, on passe successivement d'un
mode de déformation par glissement des dislocations, puis par maciage, et
enfin par transformation martensitique. Parmi ces modes, le maclage
mécanique permet d'obtenir une grande capacité d'écrouissage : en faisant
obstacle à la propagation des dislocations, les macles participent à
l'augmentation de la limite d'écoulement. L'EDE augmente notamment avec
la teneur en carbone et en manganèse.
On connaît ainsi des aciers austénitiques Fe-0,6%C-22%Mn susceptibles de
se déformer par maclage : Selon la taille de grain, ces compositions d'aciers
conduisent à des valeurs de résistance en traction allant de 900 à 1150 MPa
environ, en combinaison avec une déformation à rupture allant de 50 à 80%.
II existe cependant un besoin non résolu de disposer de tôles d'acier
laminées à chaud ou à froid, de résistance significativement supérieure à
1150 MPa, présentant également une bonne capacité de déformation, et ceci
sans addition d'alliages coûteux. On cherche à disposer de tôles d'aciers
présentant un comportement très homogène lors de sollicitations mécaniques
ultérieures.
Le but de_l'invention - est donc de disposer-d'une tôle ou d'un produit-
d'acier -
laminé à chaud ou à froid, de fabrication économique, présentant une
résistance supérieure ou égale à 1200, voire 1400 MPa en combinaison avec
un allongement tel que le. produit P: résistance (MPa) x allongement à
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rupture (%) soit supérieur à 60000 ou 50000 MPa% respectivement au
niveau de résistance mentionné ci-dessus, une grande homogénéité de
propriétés mécaniques lors de déformations ou de sollicitations mécaniques
ultérieures et une structure exempte de martensite en tout point pendant ou
après la déformation à froid à partir de cette tôle ou de ce produit.
A cet effet, l'invention a pour objet une tôle laminée à chaud en acier
austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1200
MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture ( lo)) est
supérieur à 65000 MPa%, dont la composition chimique nominale comprend,
io les teneurs étant exprimées en poids : 0,85% <_ C<_ 1,05%, 16 /o_ Mn <_ 19%
,Si _ 2%, AI < 0,050%, S 5 0,030%, P< 0,050%, N_ 0,1 %, et à titre optionnel,
un ou plusieurs éléments choisis parmi: Cr < 1%, Mo < 1,50%, Ni _< 1%, Cu <
5%, Ti _ 0,50%, Nb < 0,50%, V< 0,50%, le reste de la composition étant
constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la
fraction
surfacique recristallisée de l'acier étant égale à 100%, la fraction
surfacique
de carbures précipités de l'acier étant égale à 0%, la taille moyenne de grain
de l'acier étant inférieure ou égale à 10 microns.
L'invention a également pour objet une tôle laminée à froid et recuite en
acier
austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1200
MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à ruptur'e (%)) est
supérieur à 65000 MPa%, dont la composition chimique nominale comprend,
les teneurs étant exprimées en poids : 0,85% < C< 1,05%, 16%<_ Mn <_ 19%,
Si < 2%, AI < 0,050%, S<_ 0,030%, P<_ 0,050%, N<_ 0,1 %, et, à titre
optionnel,
un ou plusieurs éléments choisis parmi : Cr _ 1%, Mo < 1,50%, Ni <_ 1%, Cu
<_ 5%, Ti < 0,50%, Nb < 0,50%, V<_ 0,50%, le reste de la composition étant
constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la
fraction
surfacique recristallisée de l'acier étant égale à 100%, la taille moyenne de
grain de l'acier étant inférieure à 5 microns.
L'invention a également pour objet une tôle laminée à froid et recuite en
acier
3o austénitique, dont la résistance est supérieure à 1250 MPa, dont le produit
P(résistance (MPa) x âllongemerit â rüptùrë (%)) est supérieur à 65000
MPa%, caractérisée en ce que la taille moyenne de grain de l'acier est
inférieure à 3 microns.
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Selon une caractéristique préférée, la teneur locale en carbone CL de l'acier,
et la teneur locale en manganèse MnL, exprimées en poids, en tout point de
la tôle d'acier austénitique, sont telles que : %MnL + 9,7 %CL>_21,66
Préférentiellement, la teneur nominale en silicium de l'acier est inférieure
ou
égale à 0,6%
Selon un mode préféré, la teneur nominale en azote de l'acier est inférieure
ou égale à 0,050%.
Préférentiellement encore, la teneur nominale en aluminium de l'acier est
inférieure ou égale à 0,030%.
to Selon un mode préféré, la teneur nominale en phosphore de l'acier est
inférieure ou égale à 0,040%
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
laminée à chaud en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la
résistance est supérieure à 1200 MPa, dont le produit P((résistance (MPa) x
allongement à rupture (%)) est supérieur à 65000 MPa%, selon lequel on
élabore un acier dont la composition nominale comprend, les teneurs étant
exprimées en poids :0,85% _< C<_ 1,05%, 16%<_ Mn _ 19%, Si <_ 2%, AI
0,050%, S<_ 0,030%, P< 0,050%, N< 0,1%, et à titre optionnel, un ou
plusieurs éléments choisis parmi :Cr _ 1%, Mo _ 1,50%, Ni <_ 1%, Cu _< 5%, Ti
_ 0,50%, Nb < 0,50%, V<_ 0,50%, le reste de la composition étant constitué
de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration,
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de,=cet acier
- on porte le demi-produit de la composition d'acier à,une température
comprise entre 1100 et 1300 C,
- on lamine le demi-produit jusqu'à une température de fin de laminage
supérieure ou égale à 900 C
- on observe si nécessaire un temps d'attente de telle sorte que la
fraction surfacique recristailisée de l'acier soit égale à 100%,
- on refroidit la tôle à une vitesse supérieure ou égale à 20 C/s,
- on bobine la tôle à une température inférieure ou égale à 400 C.
L'invention a également--pour objet un-procédé -de--fabrication- d'une- tôle
laminée à chaud en acier austénitique dont la résistance est supérieure à
1400 MPa, dont le produit P((résistance (MPa) x allongement à rupture (%))
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est supérieur à 50000 MPa%, caractérisé en ce -qu'on applique, sur la tôle
laminée à chaud, refroidie après bobinage et déroulée, une déformation à
froid avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 13% et
inférieur ou égal à 17%
5 L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse, dont
la résistance est supérieure à 1250 MPa, dont le produit P (résistance (MPa)
x allongement à rupture (%)) est supérieur à 60000 MPa%, caractérisé en ce
qu'on approvisionne une tôle laminée à chaud obtenu par le procédé ci-
to dessus, on effectue au moins un cycle, chaque cycle consistant à laminer à
froid la tôle en une ou plusieurs passes successives puis effectuer un recuit
de recristallisation, la taille moyenne de grain austénitique avant le dernier
cycle de laminage à froid suivi d'un recuit de recristallisation, étant
inférieure
à 15 microns.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont
la résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P (résistance (MPa)
x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa% caractérisé en ce
qu'on effectue, après le recuit final de recristallisation, une déformation à
froid
2o avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, =et
inférieur
ou égale à 17%.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
laminée à froid en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la
résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x
allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa%, caractérisé en ce
l'on approvisionne une tôle laminée à froid et recuite selon l'invention, et
que
l'on effectue une déformation à froid de cette tôle avec un taux de
déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égale à 17%.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle
3o d'acier austénitique caractérisé en ce que les conditions de coulée ou de
réchauffage dudit demi-produit, telles que_ la tempér_ature_ de-coulée dudit-
demi-produit, le brassage du métal liquide par forces électromagnétiques, les
conditions de réchauffage conduisant à une homogénéisation du carbone et
du manganèse par diffusion, sont choisies pour que, en tout point de la tôle,
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la teneur locale en carbone CL et la teneur locale en manganèse MnL,
exprimées en poids, soient telles que :%MnL + 9,7 %CL>_21,66
Selon un mode préféré, la coulée du demi-produit est effectuée sous forme
de coulée de brames ou de bandes minces entre cylindres d'acier contra-
rotatifs.
L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier
austénitique
pour la fabrication d'éléments de renfort ou structuraux ou de pièces
extérieures, dans le domaine automobile.
L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier
austénitique
io fabriquée au moyen d'un procédé décrit ci-dessus, pour la fabrication
d'éléments de renfort ou structuraux ou de pièces extérieures, 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 à la
figure 1 annexée qui présente la variation théorique. de l'énergie de défaut
d'empilement à température ambiante (300 K) en fonction de la teneur en
carbone et en manganèse.
Après de nombreux essais, les inventeurs ont montré que les différentes
exigences rapportées ci-dessus étaient satisfaites en observant les conditions
suivantes :
En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un
rôle très important sur la formation de la rnicrostructur,.e et les propriétés
mécaniques obtenues : En combinaison avec une teneur en manganèse
allant de 16 à 19% en poids, une teneur nominale en carbone supérieure à
0,85% permet d'obtenir une structure austénitique stable. Cependant, pour
une teneur nominale en carbone supérieure à 1,05% il devient difficile
d'éviter
une précipitation de carbures qui intervient au cours de certains cycles
thermiques de fabrication industrielle, en particulier lors du refroidissement
au
bobinage, et qui dégrade la ductilité et la ténacité. De plus, l'augmentation
de
la teneur en carbone diminue la soudabilité.
Le_ manganèse est -également un_élément-- indispensable- pour-accroître la
résistance, augmenter l'énergie de défaut d'empilement et stabiliser la phase
austénitique. Si sa teneur nominale est inférieure à 16%, il existe, comme on
le verra plus loin, un risque de formation de phase martensitique qui diminue
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très notablement l'aptitude à la déformation. Par ailleurs, lorsque la teneur
nominale en manganèse est supérieure à 19%, le mode de déformation par
maclage est moins favorisé par rapport au mode de glissement de
dislocations parfaites. De plus, pour des questions de coût, il n'est pas
souhaitable que la teneur en manganèse soit élevée.
L'aluminium est un élément particulièrement efficace pour la désoxydation de
l'acier. Comme le carbone, il augmente l'énergie de défaut d'empilement.
Cependant, sa présence excessive dans des aciers à forte teneur en
manganèse présente un inconvénient. En effet, le manganèse augmente la
io solubilité de l'azote dans le fer liquide, et si une quantité d'aluminium
trop
importante est présente dans l'acier, l'azote se combinant avec l'aluminium
précipite sous forme de nitrures d'aluminium gênant la migration des joints de
grain lors de la transformation à chaud et augmente très notablement le
risque d'apparitions de fissures. Une teneur nominale en A! inférieure ou
égale à 0,050 % permet d'éviter une précipitation d'AIN. Corrélativement, la
teneur nominale en azote doit être inférieure ou égale à 0,1% afin d'éviter
cette précipitation et la formation de défauts volumiques lors de la
solidification. Ce risque est particulièrement réduit lorsque la teneur
nominale
en aluminium est inférieure à 0,030% ainsi que lorsque la teneur nominale en
2o azote est inférïeure à 0,050%.
Le silicium est également un élément efficace pour désoxyder l'acier ainsi
que pour durcir en phase solide. Cependant, au-delà d'une teneur nominale
de 2%, il diminue l'allongement et tend à former des oxydes indésirables lors
de certains procédés d'assemblage et doit donc être tenu inférieur à cette
limite. Ce phénomène est fortement réduit lorsque la teneur nominale en
silicium est inférieure à 0,6%.
Le soufre et le phosphore sont des impuretés fragilisant les joints de grains.
Leur teneur respective nominale doit être inférieure ou égale à 0,030 et
0,050% afin de maintenir une ductilité à chaud suffisante. Lorsque la teneur
3o nominale en phosphore est inférieure à 0,040%, le risque dé fragilité est
particulièrement réduit. _
Le chrome peut être utilisé à titre optionnel pour augmenter la résistance de
l'acier par durcissement en solution solide. Cependant, le chrome diminuant
l'énergie de défaut d'empilement, sa teneur nominale doit être inférieure ou
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égale à 1%. Le nickel augmente l'énergie de défaut d'empilement et contribue
à obtenir un allongement à rupture important. Cependant, il est également
souhaitable, pour des questions de coûts, de limiter la teneur nominale en
nickel à une teneur maximale inférieure ou égale à 1%. Le molybdène peut
également être utilisé pour des raisons similaires, cet élément retardant en
outre la précipitation des carbures. Il est souhaitable pour des questions de
d'efficacité et de coûts, de limiter sa teneur nominale à 1,5%, et
préférentiellement à 0,4%.
De même, à titre optionnel, une addition de cuivre jusqu'à une teneur
io nominale inférieure ou égale à 5% est un moyen de durcir l'acier par
précipitation de cuivre métallique. Cependant, au-delà de cette teneur, le
cuivre est responsable de l'apparition de défauts de surface en tôle à chaud.
Le titane, le niobium et le vanadium sont également des éléments pouvant
être utilisés optionnellement pour obtenir un durcissement par précipitation
de
carbonitrures. Cependant, lorsque la teneur nominale en Nb ou en V ou en Ti
est supérieure à 0,50%, une précipitation excessive de carbonitrures peut
provoquer une réduction de la ductilité et de l'emboutissabilité, ce qui doit
être
évité.
La mise en ceuvre du procédé de fabrication selon l'invention est la suivante
:
On élabore un acier dont la composition a été exposée ci-dessus. Cette
élaboration peut être suivie d'une coulée 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 miliimètres
d'épaisseur, ou de bandes minces, entre cylindres d'acier contra-rotatifs.
Bien
entendu, si la présente description illustre l'application de l'invention aux
produits plats, celle-ci peut être appliquée de la même façon à la fabrication
de produits longs en acier Fe-C-Mn.
Ces demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température
comprise entre 1100 et 1300 C. Ceci a pour but d'atteindre en tout point les
3o domaines de température favorables aux déformations élevées que va subir
l'acier lors du_ laminage. Cependant,_ la température ne- doit - pas être
supérieure à 1300 C, sous peine d'être trop proche de la température de
solidus qui pourrait être atteinte dans d'éventuelles zones ségrégées en
manganèse et/ou en carbone, et de provoquer un début de passage local par
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un état liquide qui serait néfaste pour la mise en forme à chaud. Dans le cas
d'une coulée directe de bandes minces entre cylindres contra-rotatifs, l'étape
de laminage à chaud de ces demi-produits débutant entre 1300 et 1100 C
peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage
intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.
Les conditions d'élaboration des demi-produits (coulée, réchauffage) ont une
influence directe sur la ségrégation éventuelle du carbone et du manganèse,
ce point sera détaillé ultérieurement.
On lamine à chaud le demi-produit, par exemple pour arriver à une épaisseur
io de bande laminée à chaud de quelques millimètres. La faible teneur en
aluminium de l'acier selon l'invention permet d'éviter une précipitation
excessive d'AIN qui nuirait à la déformabilité à chaud lors du laminage. Afin
d'éviter tout problème de fissuration par manque de ductilité, la température
de fin de laminage doit être supérieure ou égale à 900 C.
Les inventeurs ont mis en évidence que les propriétés de ductilité des tôles
obtenues étaient réduites lorsque la fraction surfacique recristailisée de
l'acier
était inférieure à 100%. En conséquence, si les conditions de laminage à
chaud n'ont pas conduit à une recristallisation totale de l'austénite, les
inventeurs ont mis en évidence qu'il convient d'observer, après la phase de
laminage à chaud, un temps d'attente de telle sorte que la fraction'
surfacique
recristallisée soit égale à 100%. Cette phase de maintien isotherme à haute
température après laminage provoque ainsi upe recristallisation totale.
Pour les tôles laminées à chaud, on a également mis en évidence qu'il est
'
nécessaire d'éviter qu'une précipitation de carbures (essentiellement de la
cémentite (Fe,Mn)3C, et de la perlite) n'intervienne, ce qui se traduit par
une
détérioration des propriétés mécaniques en particulier par une diminution de
la ductilité et une augmentation de la limite d'élasticité. Dans ce but, les
inventeurs ont découvert qu'une vitesse de refroidissement après la phase de
laminage (ou après l'éventuel temps d'attente nécessaire à la
recristallisation)
supérieure ou égale à 20 C/s permet d'éviter complètement cette
précipitation. Cette phase de refroidissernent_est suivie d'un bobinage.__On a
également mis en évidence qu'e la température de bobinage devait être
inférieure à 400 C, également pour éviter la précipitation.
Pour des compositions d'aciers selon l'invention, les inventeurs ont mis en
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évidence que des propriétés particulièrement élevées de résistance et
d'allongement à rupture sont obtenues lorsque la taille moyenne de grain
austénitique était inférieure ou égale à 10 microns. Dans ces conditions, la
résistance à la rupture des tôles à chaud ainsi obtenues est supérieure à
5 1200 MPa et le produit P (résistance x allongement à rupture) est supérieur
à
65000 MPa%.
Il existe des applications où l'on souhaite obtenir des caractéristiques de
résistance encore plus élevées sur tôles laminées à chaud, à un niveau
supérieur ou égal à 1400 MPa. Les inventeurs ont mis en évidence que l'on
io obtenait de telles caractéristiques en conférant aux tôles d'aciers
laminées à
chaud décrites ci-dessus, une déformation à froid avec un taux de
déformation équivalente supérieur ou égal à 13%, et inférieur ou égal à 17%.
Cette déformation à froid est donc conférée à une tôle refroidie après
bobinage, déroulée, et usuellement décapée. Cette déformation d'un taux
relativement faible conduit à la fabrication d'un produit avec une anisotropie
réduite sans incidence sur la mise en uvre ultérieure. Ainsi, bien que le
procédé comporte une étape de déformation à froid, la tôle fabriquée peut
être qualifiée de tôle laminée à chaud dans la mesure où le taux de
déformation à froid est très minime en comparaison des taux usuels de
2o réalisés lors du laminage à froid avant recuit en vue de la fabrication de
tôles
minces, et dans la mesure où l'épaisseur de la tôle ainsi fabriquée se trouve
située dans la gamme usuelle des épaisseurs de tôles laminées à chaud.
Mais, lorsque le taux de déformation à froid équivalente est supérieur à 17%,
,
la réduction d'allongement devient telle que le paramètre P (résistance R x
allongement à rupture A) ne peut atteindre 50000MPa%. Dans les conditions
de l'invention, en dépit de sa très haute résistance, la tôle conserve une
bonne capacité d'allongement puisque le produit P de la tôle ainsi obtenue
est supérieur ou égal à 50000 MPa%.
Pour des tôles laminées à froid et recuites, les inventeurs ont également mis
en évidence que la structure devait être totalement recristallisée après
recuit
en vued'atteindre lespropriétés_recher_chées._Simultanément,_lorsque la taille-
-
moyenne de grain est inférieure à 5 microns, la résistance excède 1200 MPa,
et le produit P est supérieur à 65000 MPa%. Lorsque la taille moyenne de
grain obtenue après recuit est inférieure à 3 microns, la résistance excède
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1250 MPa, le produit P étant toujours supérieur à 65000MPa%.
Les inventeurs ont également découvert un procédé de fabrication de tôles
d'acier laminées à froid et recuites de résistance supérieure à 1250MPa et de
produit P supérieur à 60000 MPa%, ceci étant réalisé en approvisionnant des
tôles laminées à chaud selon le procédé décrit ci-dessus, puis en effectuant
au moins un cycle, chaque cycle étant constitué des étapes suivantes :
- Un laminage à froid en une ou plusieurs passes sucessives
- Un recuit de recristallisation,
la taille moyenne de grain austénitique avant le dernier cycle de laminage à
io froid subi d'un recuit de recristallisation étant inférieure à 15 microns.
On peut souhaiter obtenir une tôle laminée à froid à résistance encore plus
élevée, supérieure à 1400MPa. Les inventeurs ont mis en évidence que de
telles propriétés pouvaient être obtenus en approvisionnant une tôle laminée
à froid possédant les caractéristiques selon l'invention décrites ci-dessus,
ou
en approvisionnant une tôle laminée à froid obtenue selon le procédé selon
l'invention décrit ci-dessus. Les inventeurs ont découvert que l'application
d'une déformation à froid à une telle tôle avec un taux de déformation
équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égal à 17%, permet
d'atteindre une résistance supérieure à 1400 MPa et un produit P supérieur à
50000 MPa%. Lorsque le taux de déformation à froid équivalente est
supérieur à 17%, la réduction d'allongement devient telle que le paramètre P
ne peut atteindre 50000MPa%.
On va maintenant détailler le rôle particulièrement important joué par le
carbone et le manganèse dans le cadre de la présente invention. On se
référera pour cela à la figure 1, qui présente, dans un diagramme carbone-
manganèse (et complément en fer) les courbes calculées d'iso-énergie de
défaut d'empilement dont les valeurs vont de 5 à 30mJ/m2. A une
température de déformation et pour une taille de grain données, le mode de
déformation est théoriquement identique pour tout alliage Fe-C-Mn ayant la
même EDE. On a également figuré dans ce diagramme le domaine
d'apparition_de la martensite.-
Les inventeurs ont mis en évidence qu'il convient, pour apprécier le
comportement mécanique, de considérer non seulement la composition
chimique nominale de l'alliage, par exemple sa teneur nominale ou moyenne
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en carbone et en manganèse, mais également sa teneur locale.
On sait en effet que, lors de l'élaboration de l'acier, la solidification
provoque
une ségrégation plus ou moins marquée de certains éléments. Ceci provient
du fait que la solubilité d'un élément au sein de la phase solide est
différente
de celle dans la phase liquide. On assistera ainsi fréquemment à la formation
de germes solides dont la teneur en soluté est inférieure à la composition
nominale, la dernière phase de la solidification faisant intervenir une phase
liquide résiduelle enrichie en soluté. Cette structure de solidification
primaire
peut revêtir différentes morphologies (par exemple dendritique ou équiaxe) et
io être plus ou moins marquée. Même si ces caractéristiques sont modifiées par
le laminage et les traitements thermiques ultérieurs, une analyse de la teneur
élémentaire locale indique une fluctuation autour d'une valeur correspondant
à la teneur moyenne ou nominale de cet élément.
Par teneur locale, on entend ici la teneur mesurée au moyen d'un dispositif
telle qu'une sonde électronique. Un balayage linéaire ou surfacique au moyen
d'un tel dispositif permet d'apprécier la variation de la teneur locale.
On a ainsi mesuré la variation de la teneur locale d'un alliage Fe-C-Mn dont
la composition nominale est : C=0,23%, Mn=24%, Si=0,203%, N=0,001 %.
Les inventeurs ont mis en évidence une co-ségrégation du carbone et du
manganèse, les zones localement enrichies (ou appauvries) en carbone
correspondent également aux zones enrichies (respectivement appauvries)
en manganèse. Chaque point mesuré ayant une conçentration locale en
carbone (CL) et en manganèse (MnL) a été reporté au sein de la figure 1,
l'ensemble formant un segment représentant la variation locale en carbone et
en manganèse dans la tôle d'acier, centré sur la teneur nominale (C=0,23%,
Mn=24%). Dans ce cas, il apparaît que la variation de la teneur locale en
carbone et en manganèse se traduit par une variation de l'énergie de défaut
d'empilement, puisque cette valeur va de 7mJ/m2 pour les zones les moins
riches en C et en Mn jusqu'à environ 20 mJ/m2 pour les zones les plus riches.
On sait par ailleurs que le maclage intervient en tant que mode de
déformation privilégié à température ambiante_ lorsque I'EDE se situe environ
vers 15-30mJ/m2. Dans le cas exposé, ce mode de déformation privilégié
peut ne pas être présent absolument dans toute la tôle d'acier et certaines
zones particulières peuvent présenter éventuellement un comportement
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mécanique différent de celui attendu pour une tôle d'acier de composition
nominale, en particulier une aptitude plus réduite à la déformation par
maclage au sein de certains grains. Plus généralement, on conçoit que, dans
des conditions très particulières dépendant par exemple de la température de
déformation ou de sollicitation, de la taille de grain, la teneur locale en
carbone et en manganèse puisse être réduite au point de provoquer
localement une transformation martensitique induite par déformation.
Les inventeurs ont recherché les conditions particulières pour obtenir des
caractéristiques mécaniques très élevées simultanément avec une grande
io homogénéité de ces caractéristiques au sein d'une tôle d'acier. Comme on
l'a
exposé ci-dessus, la combinaison de carbone (0,85%-1,05%) et de
manganèse (16-19%) associée aux autres caractéristiques de l'invention
conduit à des valeurs de résistance supérieure à 1200MPa et à un produit
(résistance x allongement à rupture) supérieur à 60000, voire 65000 MPa%.
On observera à la figure 1 que ces compositions d'acier se trouvent dans un
domaine ou l'EDE est de l'ordre de 19-24mJ/m2, c'est à dire favorables à la
déformation par maclage. Mais les inventeurs ont également mis en évidence
qu'une variation de la teneur locale en carbone ou en manganèse a une
influence beaucoup plus réduite que celle évoquée dans l'exemple précédent.
2o En effet, des mesures de variations de teneurs locales (CL, MnL) effectuées
sur différentes compositions d'aciers austénitiques Fe-C-Mn ont révélé, à
conditions de fabrication identiques, une co-ségrégation du carbone et du
manganèse très voisine de celle illustrée à la figure 1. Dans ces conditions,
une variation des teneurs locales (CL, MnL) n'a que peu de conséquence vis-
à-vis du comportement mécanique, puisque le segment représentant cette
co-ségrégation est situé selon une direction sensiblement parallèle aux
courbes d'iso-EDE.
De plus, les inventeurs ont mis en évidence qu'il convenait d'éviter
absolument la formation de martensite lors des opérations de déformation ou
3o d'utilisation des tôles sous peine d'hétérogénéité de caractéristiques
_mécaniques sur les pièces.--Les inventeurs ont déterminé que cette condition-
est satisfaite lorsque, en tout point des tôles, les teneurs locales en
carbone
et en manganèse de la tôle sont telles que : /oMnL + 9,7 %CL>_21,66. Ainsi,
grâce aux caractéristiques de la composition chimique nominale définies par
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l'invention et à celles définies par les teneurs locales en carbone et en
manganèse, on réalise des tôles d'acier austénitique présentant non
seulement des caractéristiques mécaniques très élevées mais aussi une très
faible dispersion de ces caractéristiques.
Au moyen de ses connaissances, l'homme du métier adaptera les conditions
de fabrication de façon à satisfaire cette relation concernant les teneurs
locales, en particulier par le biais des conditions de coulée (température de
coulée, brassage du métal liquide par forces électromagnétiques) ou des
conditions de réchauffage conduisant à une homogénéisation du carbone et
io du manganèse par diffusion.
En particulier, on mettra en uvre avantageusement des procédés de coulée
de demi-produit sous forme de brames minces (quelques centimètres
d'épaisseur) ou de bandes minces, puisque ces procédés sont généralement
associés à une réduction des hétérogénéités de compositions locales.
A titre d'exemple non limitatif, les résultats suivants vont montrer les
caractéristiques avantageuses conférées par l'invention.
Exemple :
On a élaboré les aciers de composition nominale suivante (teneurs exprimées
en pourcentage pondéral) :
Acier C Mn Si S P AI Cu Cr Ni Mo N
Selon
i l'invention 0,97 17,6 0,51 0,001 0,005 0,030 0,005 0,025
RI Référence 0,61 21,5 0,49 0,001 0,016 0,003 0,02 0,053 0,044 0,009 0,01
R2 Référence 0,45 17,5 0,3 0,001 0,005 0,030 0, 01
Tableau 1: Composition nominale des aciers
Après coulée, un demi-produit de l'acier I selon l'invention a été réchauffé à
une température de 1180 C et laminé à chaud jusqu'à une température
supérieure à 900 C pour atteindre une épaisseur de 3 mm. On a observé_un
temps d'attente de 2 s après laminage en vue de la recristallisation complète,
puis on a effectué un refroidissement à une vitesse supérieure à 20 C/s, suivi
par un bobinage à température ambiante.
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Les aciers de référence ont été réchauffés à une température supérieure à
1150 C, laminés jusqu'à une température de fin de laminage supérieure à
940 C puis bobinés à une température inférieure à 450 C.
La fraction surfacique recristallisée est de 100% pour tous les aciers, la
5 fraction de carbures précipités est égale à 0%, la taille de grain moyenne
comprise entre 9 et 10 microns.
Les caractéristiques de traction des tôles laminées à chaud sont les
suivantes :
Allongement à P= Résistance
Acier Résistance rupture x Allongement
à rupture
Selon l'invention 1205 MPa 64% 77000 MPa%
1
Référence R1 1010 MPa 65% 66180 MPa%
Référence R2 1050 MPa 45% 47250 MPa%
10 Tableau 2: Caractéristiques mécaniques de traction
des tôles laminées à chaud
Par rapport à un acier de référence RI, dont les caractéristiques mécaniques
sont déjà élevées, l'acier selon l'invention permet d'obtenir une résistance
accrue d'environ 200 MPa avec un allongement très comparable.
15 Afin d'évaluer l'homogénéité structurale et mé'canique lors d'une
déformation,
on a réalisé des godets emboutis sur lesquels on a examiné la microstructure
par diffraction de rayons X. Dans le cas de l'acier de référence R2, on note
l'apparition de martensite dès que le taux de déformation dépasse 17%,
l'opération d'emboutissage totale conduisant à la rupture. Une analyse
indique que la caractéristique :%MnL + 9,7 /oCL>_21,66 n'est pas remplie en
tout point (figure 1).
Dans le cas de l'acier de l'invention, on ne met en évidence aucune trace de
martensite, une analyse similaire indique que la caractéristique :%MnL + 9,7
%CL>_21-,66 -est satisfaite -en tout point cë-qui permét d'éviter toute
apparition
de martensite.
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La tôle d'acier selon l'invention a été ensuite soumise à une légère
déformation à froid par laminage avec une déformation équivalente de 14%.
La résistance du produit est alors de 1420 MPa, son allongement à rupture
de 42%, soit un produit P= 59640 MPa%. Ce produit à caractéristiques
mécaniques exceptionnellement élevées offre de grandes possibilités de
déformation ultérieure en raison de sa réserve de plasticité et de sa faible
anisotropie.
Par ailleurs, après l'étape de bobinage, déroulage et décapage, des tôles
laminées à chaud d'acier selon l'invention et de l'acier R1 ont été ensuite
1o laminées à froid puis recuites de façon à obtenir une structure totalement
recristallisée. La taille moyenne de grain austénitique, la résistance,
l'allongement à rupture ont été indiqués dans le tableau ci-dessous.
Acier Taille Résistance Allongement à Produit
moyenne de rupture P(résistance x
grain allongement à
rupture)
Selon 4 microns 1289 MPa 58% 74760 MPa%
l'invention I
Référence 3 microns 1130 MPa 55% 62150 MPa%
RI
Tableau 3 : Caractéristiques mécaniques des tôles
laminées à froid et recuites
La tôle d'acier réalisée selon l'invention, dont la taille moyenne de grain
est
de 4 microns, offre donc une combinaison résistance-allongement
-particulièrement avantageuse et un-accroiss~erriént sigrïificâtif dé la
résistance
par rapport à l'acier de référence. Comme pour les tôles laminées à chaud,
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ces caractéristiques sont obtenues avec une très grande homogénéité sur le
produit, aucune trace de martensite n'est présente après déformation.
Des essais d'expansion équibiaxiale sur poinçon hémisphérique de 75mm de
diamètre réalisés sur une tôle laminée à froid et recuite de 1,6mm d'épaisseur
selon l'invention, révèlent une hauteur limite d'emboutissage de 33mm, ce qui
met en évidence une excellente aptitude à la déformation. Des essais de
pliage réalisés sur cette même tôle montrent également que la déformation
critique avant apparition de fissures est supérieure à 50%.
La tôle d'acier réalisée selon l'invention a été soumise à une déformation à
io froid par laminage avec un taux de déformation équivalente de 8 l0 : La
résistance du produit est alors de 1420 MPa, son allongement à rupture de
48%, soit un produit P= 68160 MPa%.
Ainsi, en raison de leurs caractéristiques mécaniques particulièrement
élevées, de leur comportement mécanique très homogène et de leur stabilité
microstructuraie, les aciers laminés à chaud ou laminés à froid selon
l'invention seront utilisés avec profit pour des applications où l'on
recherche
une capacité de déformation importante et une très haute résistance. Dans le
cas de leur utilisation dans l'industrie automobile, on tirera parti de leurs
avantages pour la fabrication de pièces de structure, d'éléments de renfort ou
encore de pièces extérieures.
