EP1099769B1 - Procédé de réalisation d'une bande de tôle laminée à chaud à très haute résistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage - Google Patents

Procédé de réalisation d'une bande de tôle laminée à chaud à très haute résistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage Download PDF

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EP1099769B1
EP1099769B1 EP00402987A EP00402987A EP1099769B1 EP 1099769 B1 EP1099769 B1 EP 1099769B1 EP 00402987 A EP00402987 A EP 00402987A EP 00402987 A EP00402987 A EP 00402987A EP 1099769 B1 EP1099769 B1 EP 1099769B1
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EP
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temperature
cooling
steel sheet
per
cooling step
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Christophe Issartel
Christian Marteau
Christian Giraud
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ArcelorMittal France SA
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USINOR SA
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    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a strip of sheet metal laminated to hot with very high resistance, usable for shaping and in particular for stamping.
  • a metallurgical solution to improve the strength compromise mechanical and elongation consists of the use of TRIP steels of ferrite-bainite structure- residual austenite.
  • the resistance compromise mechanical and elongation is clearly improved by the presence, in the microstructure, residual austenite.
  • the amount of austenite must be residual is greater than 5%.
  • a first possibility of obtaining TRIP steels is the use of steels C-Mn-Si type composition> 1%. These compositions have the disadvantage generate the formation of fayalite due to the presence of silicon.
  • compositional steels of the C-Mn-Al type Another possibility is the use of compositional steels of the C-Mn-Al type. This composition has an insufficient residual austenite.
  • a winding temperature below 350 ° C causes the appearance of martensite, which degrades in particular the formability of steels.
  • a temperature of too high winding leads to a purely ferito-bainitic structure without residual austenite therefore without improvement in formability. Indeed, the presence residual austenite must be greater than 5% to obtain an effect on the formability of the steels produced. Below this value, its influence is practically zero.
  • the winding temperatures in the area specified above are particularly difficult to obtain. Indeed, the temperature range winding between 350 ° C and 400 ° C corresponds to a zone of exchange instability between the steel strip and the cooling water, due to the rupture of the film of water vapor forming a screen between the hot metal and the cooling water. This phenomenon leads to a sudden increase in the exchange coefficient thermal in the area concerned which results, on the rolled steel strip, a heterogeneity of microstructure detrimental to the regularity of the properties mechanics of the finished product.
  • the obligation to use winding temperatures bass associated with the allied character of TRIP compositions causes difficulties of achievement. It is therefore sought to increase the temperature of winding to take advantage of higher ductility at high temperature.
  • the object of the invention is to develop a method for producing a very high strength TRIP type steel strip with good properties formatting.
  • Figure 1 shows a diagram of the cooling of the sheet metal strip hot rolled according to the invention.
  • Figure 2 shows the variation of the austenite content depending on the winding temperature for examples of steels according to the invention in comparison with reference steels TRIP C-Mn-Si and TRIP 0% Cr.
  • a first short cooling for example with air, is carried out in a time less than 10 seconds to obtain fine grains and to avoid the appearance of the perlite phase during cooling.
  • the steel is then subjected to a second controlled cooling whose speed is between 20 ° C / second and 150 ° C / second, depending on the thickness of the steel strip laminated treated.
  • the cooling rate controlled according to the invention, ensures significant germination of the ferritic phase.
  • the temperature at the end of second cooling is within a temperature range varying from 700 ° C and 750 ° C, that is to say below the point Ar3 of the formation of austenite in ferrite.
  • the sheet is then maintained on a temperature level where it undergoes a slow cooling, for example in air, with a cooling rate between 3 ° C / second and 20 ° C / second to reach an end temperature between 700 ° C and 640 ° C. Maintaining the steel strip on this bearing ensures the formation of a ferrite rate between 40% and 70%. It allows enrich the residual austenite with carbon, not transformed into ferrite, delaying its formation during cooling.
  • Hot rolled steel sheet, after temperature maintenance on the bearing is subjected to a third also controlled cooling, the speed of which is between 20 ° C / second and 150 ° C / second, related to the thickness of the strip treated sheet metal and this up to a temperature between 350 ° C and 525 ° C so to complete the enrichment of the residual austenite during the transformation which starts at a temperature of around 640 ° C.
  • the cooling rates Vref1 and Vref2 are included between 20 ° C / s and 50 ° C / S for sheet thicknesses between 4.5 mm and 6 mm and between 50 ° C / S and 150 ° C / s for thicknesses between 1.4 mm and 4.5 mm.
  • the final structure of hot rolled steel is composed of ferrite, bainite and residual austenite at a content higher than 5%, which allows to reach a mechanical resistance greater than 700 MPa, with elongation values distributed greater than 10% and an elongation at break greater than 25%.
  • the carbon stabilizes the austenite.
  • Manganese lowers the points of transformation Ar3, Bs and Ms respectively corresponding to the temperature of start of ferritic transformation, at the start of transformation temperature bainitic and the temperature at the start of the martensitic transformation.
  • Aluminum and silicon prevents the diffusion of carbon and ensures the stabilization of austenite by their effect on carbon. Silicon and aluminum have the same effect complementing each other. However, it is preferable to keep the silicon at low contents to avoid the formation of fayalite generating surface defects that appear after pickling.
  • the presence of phosphorus and chromium, alphagenic elements promotes the formation of the ferritic phase at during the hold on the temperature level. The proportion of ferrite formed is important and the carbon enrichment of the residual austenite allows the stabilization of this phase in a large winding temperature range.
  • Titanium, niobium and vanadium elements introduced into the composition so optional are micro alloy elements which can be added in the composition of the steel to obtain precipitation hardening and to refine the grain size of the ferrite. This provides more mechanical strength high by slightly reducing the distributed elongation.
  • composition of the steel according to the invention makes it possible to obtain a microstructure residual austenite bainite ferrite type, hot rolling ensuring on the one hand, good recrystallization of the austenite grains at the outlet of the rolling mill stands and on the other hand, an equiaxed texture.
  • the average residual austenite is 7%. Winding at 500 ° C. Rp02 MPa rm MPa Ag (%) Re / Rm not (4-8%) 458 779 14.4 0.59 0.21 Note: The microstructure is of the bainite ferrite type where the bainite is predominant in the form of large areas. Austenite is mainly in the form of blocks between the ferrite grains. The average residual austenite is 9.4%. Winding at 550 ° C. Rp02 MPa rm MPa Ag (%) Re / Rm not (4-8%) 569 758 9.5 0.75 0.15 Note: The microstructure has very little residual austenite, the average residual austenite is 0.2%. Winding at 600 ° C. Rp02 MPa rm MPa Ag (%) Re / Rm not (4-8%) 487 655 12.8 0.74 0.22 Note: the microstructure is of the ferrite bainite type and does not have any residual austenite.
  • steel with a ferrite-bainite-austenite microstructure residual with the following mechanical characteristics: Rm> 700 MPa, Re / Rm ratio ⁇ 0.7, Ag> 10% and A%> 25% can only be achieved for winding temperatures between 400 ° C and 500 ° C thanks to a quantity residual austenite greater than 5%.
  • the quantity of residual austenite is zero or almost zero and the mechanical properties are not conform with an elongation Ag% or with a limit at rupture Rm acceptable, the Re / Rm ratio being moreover too high.
  • Figure 2 shows the residual austenite rate as a function of the winding temperature for different reference TRIP steel compositions and according to the invention. It makes it possible to show that the method according to the invention has compared, for example, to steel A taken as a reference, TRIP C-Mn-Si a quantity higher austenite for a wider winding temperature range and higher in temperature.
  • Figure 2 shows, for comparison with steel A on steel 1 of the example, and two steels 2 and 3 according to the invention and comprising 0% Cr and 2% Cr respectively.
  • we can obtain the rate of austenite desired in a wide range of winding temperature, which ensures regularity of the mechanical characteristics of the sheet produced, regularity without which the use of sheet metal for a stamped part would be impossible.
  • the possibility according to the process of winding at higher temperature allows an industrial realization of the sheet without strengthening the capacities of industrial tool.
  • the proposed invention allows the production of a rolled steel strip thickness between 1.4 mm and 6 mm which has both a high mechanical resistance greater than 700 MPa and setting properties important shape thanks to a Re / Rm ratio of less than 0.7, to an elongation distributed greater than 10% and an elongation at break greater than 25%.
  • the method makes it possible to obtain a strip of sheet steel hot rolled with a residual austenite bainite austenite structure at more 5% by performing in the process an extended winding in an interval of temperature between 350 ° C and 525 ° C. It is thus possible to leave the domain instability of the winding temperature below 400 ° C. This is possible in particular by the use in the composition of the base steel of a content determined in chromium and phosphorus.
  • the sheet metal strip according to the invention can be introduced in use for stamped, bent or profiled parts in the construction sector mechanical and automotive. Its use gives the possibility of reducing thicknesses parts ensuring their lightening and or an improvement in their performance tired.
  • the parts that can be produced include absorbers, reinforcement, structural parts, wheels requiring good resistance to fatigue and also good stampability.

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Description

L'invention concerne un procédé de réalisation d'une bande de tôle laminée à chaud à très haute résistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage.
Dans le domaine de la construction mécanique et plus précisément de l'automobile, l'équipement notamment de sécurité, de confort, et la nécessité d'économie d'énergie ont entraíné une recherche de l'allégement tout en conservant les propriétés de tenue en service des pièces embouties. La tenue en fatigue, en particulier, est un critère essentiel puisqu'elle définit la durée de la vie de ces pièces. Afin d'améliorer cette tenue en fatigue, une solution consiste en l'utilisation d'aciers à très haute résistance. Il existe effectivement une relation linéaire entre la limite d'endurance et la résistance mécanique. Il est alors possible d'utiliser des tôles avec des épaisseurs réduites, ce qui contribue à l'allégement tout en gardant inchangée la tenue en service. Il faut néanmoins que l'acier soit apte à l'emboutissage. Or, en général, les propriétés de mise en forme diminuent avec l'augmentation de la résistance mécanique.
Dans la gamme des aciers laminés à chaud, dont les caractéristiques mécaniques sont obtenues par laminage contrôlé sur train à large bande, il existe notamment trois types d'aciers laminés à chaud ayant des caractéristiques mécaniques élevées avec une limite d'élasticité comprise entre 315 MPa et 700 MPa.
  • Les aciers HLE dits à haute limite élastique qui sont les aciers microalliés présentant une limite d'élasticité comprise entre 315 MPa et 700 MPa, mais une aptitude au formage limitée, du fait en particulier, d'un rapport Re/Rm compris entre 0,85 et 0,9.
  • Les aciers Dual-Phase, pour leur part, sont des aciers de structure ferritique martensitique ayant des propriétés de mise en forme remarquables, mais présentant des niveaux de résistance mécanique ne dépassant pas 600 MPa.
  • Les aciers dits HR qui sont des aciers au carbone et au manganèse subissant après laminage un refroidissement rapide associé à un bobinage à basse température pour leur conférer une structure ferrito bainitique. Ces aciers ont des propriétés de mise en forme intermédiaires entre les aciers HLE et les aciers Dual-phase. Par exemple, l'acier HR 55 a un niveau de résistance minimal de 540 MPa, et présente une bonne aptitude à l'emboutissage, avec un rapport Re/Rm compris entre 0,75 et 0,8. De plus, cet acier est soudable et possède une excellente aptitude à subir une mise en forme du type relevé de collerette. L'obtention d'un acier du type HR60 nécessite de recourir soit, à l'ajout d'un élément de microalliage, par exemple le niobium, qui donne à cet acier des caractéristiques proches de celles d'un acier HLE soit, d'augmenter les teneurs en carbone ou en manganèse de l'acier du type HR55 conduisant à une composition pouvant entraíner des difficultés dans le domaine du soudage par résistance.
Les familles d'aciers cités ci-dessus ont donc des limites dans leurs caractéristiques mécaniques et leurs comportements.
Une solution métallurgique pour améliorer le compromis résistance mécanique et allongement consiste en l'usage des aciers TRIP de structure ferrite-bainite- austénite résiduelle. Dans ce type de structure, le compromis résistance mécanique et allongement est nettement amélioré par la présence, dans la microstructure, d'austénite résiduelle. Il faut dans ce cas que la quantité d'austénite résiduelle soit supérieure à 5%.
D'autre part, la présence de martensite dans une telle microstructure empêche l'amélioration de l'emboutissabilité du fait de la présence d'austénite résiduelle.
Une première possibilité d'obtention des aciers TRIP est l'utilisation d'aciers de composition du type C-Mn-Si >1%. Ces compositions présentent l'inconvénient de générer la formation de fayalite du fait de la présence de silicium.
Une autre possibilité est l'utilisation d'aciers de composition du type C-Mn-Al. Cette composition présente une insuffisance d'austénite résiduelle.
L'obtention d'austenite résiduelle n'est possible que pour un intervalle de température de bobinage restreint compris entre 350°C et 400°C aussi bien pour les aciers du type TRIP C-Mn-AI que pour les aciers TRIP C-Mn-Si.
Une température de bobinage inférieure à 350°C entraíne l'apparition de martensite, ce qui dégrade notamment la formabilité des aciers. Une température de bobinage trop élevée conduit à une structure purement ferito-bainitique sans austénite résiduelle donc sans amélioration de la formabilité. En effet, la présence d'austénite résiduelle doit être supérieure à 5% pour obtenir un effet sur la formabilité des aciers réalisés. En dessous de cette valeur, son influence est pratiquement nulle.
Industriellement, les températures de bobinage dans le domaine précisé ci-dessus sont particulièrement difficiles à obtenir. En effet, le domaine de température de bobinage entre 350°C et 400°C correspond à une zone d'instabilité des échanges thermiques entre la bande d'acier et l'eau de refroidissement, du fait de la rupture du film de vapeur d'eau faisant écran entre le métal chaud et l'eau de refroidissement. Ce phénomène entraíne une augmentation brutale du coefficient d'échange thermique dans la zone concernée ce qui entraíne, sur la bande d'acier laminée, une hétérogénéité de microstructure préjudiciable à la régularité des propriétés mécaniques du produit fini. L'obligation d'utiliser des températures de bobinage basses associées au caractère allié des compositions TRIP entraíne des difficultés de réalisation. Il est donc recherché une augmentation de la température de bobinage afin de profiter d'une ductilité plus importante à haute température.
Le but de l'invention est la mise au point d'un procédé de réalisation d'une bande d'acier de type TRIP à très haute résistance présentant de bonnes propriétés de mise en forme.
L'objet de l'invention concerne un procédé de réalisation d'une bande de tôle d'acier laminé à chaud à très haute résistance utilisable pour la mise en forme et notamment l'emboutissage qui se caractérise en ce que l'acier de composition pondérale suivante :
  • 0,12% ≤ carbone ≤ 0,25%,
  • 1% ≤ manganèse ≤ 2%,
  • 0,03% ≤ aluminium ≤ 2,5%,
  • 0,03% ≤ silicium ≤ 2%,
  • 0,04% ≤ chrome ≤ 2%,
  • 0,02% ≤ phosphore ≤ 0,09%,
  • soufre ≤ 0,01%, et de manière optionnelle,
  • titane ≤ 0,15%,
  • niobium ≤ 0,15%,
  • vanadium ≤ 0,15%, le reste étant du fer et des impuretés résiduelles,
    • est soumis à :
    • un laminage à une température inférieure à 880°C,
    • un premier refroidissement court, effectué dans un temps inférieur à 10 secondes,
    • un deuxième refroidissement contrôlé avec une vitesse de refroidissement V ref1 comprise entre 20°C/ seconde et 150°C/seconde en fonction de l'épaisseur de la bande d'acier laminée, la température de fin de deuxième refroidissement étant au dessous du point Ar3 de la transformation de l'austénite en ferrite, la température de la fin du deuxième refroidissement étant comprise entre 700°C à 750°C,
    • un maintien sur un palier de température associé à un refroidissement lent, la vitesse de refroidissement étant comprise entre 3°C/seconde et 20°C/seconde jusqu'à une température de fin de palier comprise entre 700°C et 640°C,
    • un troisième refroidissement également contrôlé dont la vitesse est comprise entre 20°C/seconde et 150°C/seconde, refroidissement liée à l'épaisseur de la bande de tôle; la température de la fin du troisième refroidissement étant comprise entre 350°C et 550°C.
    Les autres caractéristiques de l'invention sont:
    • la composition pondérale comprend moins de 0,5% de silicium,
    • les refroidissements sont effectués sous air,
    • l'acier est laminée à chaud pour obtenir une bande de tôle laminée à chaud dont l'épaisseur est comprise entre 1,4 mm et 6 mm.
    L'invention concerne également une tôle d'acier laminée à chaud obtenue par le procédé comportant dans sa composition pondérale :
    • 0,12% ≤ carbone ≤ 0,25%,
    • 1 % ≤ manganèse ≤ 2%,
    • 0,03% ≤ aluminium ≤ 2,5%,
    • 0,03% ≤ silicium ≤ 2%,
    • 0,04% ≤ chrome ≤ 2%,
    • 0,02% ≤ phosphore ≤ 0,09%,
    • soufre ≤ 0,01%, et de manière optionnelle,
    • titane ≤ 0,15%,
    • niobium ≤ 0,15%,
    • vanadium ≤ 0,15%, le reste étant du fer et des impuretés résiduelles,
    Les autres caractéristiques de l'invention sont :
    • la tôle d'acier laminée à chaud comprend dans sa composition pondérale moins de 0,5% de silicium,
    • la tôle laminée à chaud a une épaisseur comprise entre 1,4 mm et 6 mm.
    La description qui suit et les figures annexées, le tout donné à titre d'exemple non limitatif fera bien comprendre l'invention.
    La figure 1 présente un schéma du refroidissement de la bande de tôle laminée à chaud selon l'invention.
    La figure 2 présente la variation de la teneur en austénite en fonction de la température de bobinage pour des exemples d'aciers selon l'invention en comparaison avec des aciers de référence TRIP C-Mn-Si et TRIP 0%Cr.
    Selon l'invention, un acier dont la composition pondérale est la suivante :
  • 0,12% ≤ carbone ≤ 0,25%,
  • 1% ≤ manganèse ≤ 2%,
  • 0,03% ≤ aluminium ≤ 2,5%,
  • 0,03% ≤ silicium ≤ 2%,
  • 0,04% ≤ chrome ≤ 2%,
  • 0,02% ≤ phosphore ≤ 0,09%,
  • soufre ≤ 0,01%, et de manière optionnelle,
  • titane ≤ 0,15%,
  • niobium ≤ 0,15%,
  • vanadium ≤ 0,15%, le reste étant du fer et des impuretés résiduelles,
    • est soumis à un laminage à chaud à une température inférieure à 880°C afin d'affiner sa structure par écrouissage.
    Un premier refroidissement court, par exemple à l'air, est effectué dans un temps inférieur à 10 secondes pour l'obtention de grains fins et pour éviter l'apparition de la phase de perlite en cours de refroidissement. L'acier est ensuite soumis à un deuxième refroidissement contrôlé dont la vitesse est comprise entre 20°C/seconde et 150°C/seconde, cela en fonction de l'épaisseur de la bande d'acier laminée traitée. La vitesse de refroidissement, contrôlée selon l'invention, assure une germination importante de la phase ferritique. La température de la fin du deuxième refroidissement est comprise dans un intervalle de température variant de 700°C et 750°C, c'est-à-dire en dessous du point Ar3 de la formation de l'austénite en ferrite.
    La tôle est ensuite maintenue sur un palier de température où elle subit un refroidissement lent, par exemple à l'air, avec une vitesse de refroidissement comprise entre 3°C/seconde et 20°C/seconde pour atteindre une température de fin de palier comprise entre 700°C et 640°C. Le maintien de la bande d'acier sur ce palier assure la formation d'un taux de ferrite comprise entre 40% et 70%. Il permet d'enrichir en carbone l'austénite résiduelle, non transformée en ferrite, retardant sa formation au cours du refroidissement.
    La tôle d'acier laminée à chaud, après le maintien en température sur le palier est soumise à un troisième refroidissement également contrôlé, dont la vitesse est comprise entre 20°C/seconde et 150°C/seconde, liée à l'épaisseur de la bande de tôle traitée et cela jusqu'à une température comprise entre 350°C et 525°C de façon à compléter l'enrichissement de l'austénite résiduelle au cours de la transformation qui débute à une température d'environ 640°C.
    Par exemple, les vitesses de refroidissement Vref1 et Vref2 sont comprises entre 20°C/s et 50°C/S pour des épaisseurs de tôle comprises entre 4,5 mm et 6 mm et comprises entre 50°C/S et 150°C/s pour des épaisseurs comprises entre 1,4 mm et 4,5 mm.
    La structure finale de l'acier laminé à chaud est composé de ferrite, de bainite et d'austénite résiduelle à une teneur supérieure à 5%, ce qui permet d'atteindre une résistance mécanique supérieure à 700 MPa, avec des valeurs de l'allongement réparti supérieure à 10% et un allongement à la rupture supérieur à 25%.
    Du point de vue des éléments contenus dans la composition, selon l'invention, le carbone stabilise l'austénite. Le manganèse permet d'abaisser les points de transformation Ar3, Bs et Ms correspondant respectivement à la température de début de la transformation ferritique, à la température de début de la transformation bainitique et la température de début de la transformation martensitique.
    L'aluminium et le silicium évite la diffusion de carbone et assure la stabilisation de l'austénite par leur effet sur le carbone. Le silicium et l'aluminium ont un même effet se complétant. Il est toutefois préférable de maintenir le silicium à des teneurs faibles pour éviter la formation de fayalite générant des défauts de surface qui apparaissent après décapage. La présence de phosphore et de chrome, éléments alphagènes, permet de favoriser la formation de la phase ferritique au cours du maintien sur le palier de température. La proportion de ferrite formée est alors importante et l'enrichissement en carbone de l'austénite résiduelle permet la stabilisation de cette phase dans un domaine de température de bobinage important. Le titane, niobium et vanadium éléments introduits dans la composition de manière optionnelle sont des éléments de micro alliage qui peuvent être ajoutés dans la composition de l'acier pour obtenir un durcissement par précipitation et affiner la taille de grain de la ferrite. Cela permet d'obtenir une résistance mécanique plus élevée en réduisant légèrement l'allongement réparti.
    La composition de l'acier selon l'invention permet d'obtenir une microstructure de type ferrite bainite austénite résiduelle, le laminage à chaud assurant d'une part, une bonne recristallisation des grains d'austénite en sortie des cages du laminoir et d'autre part, une texture equiaxe.
    Dans un exemple d'application, l'acier dont la composition est présenté dans le tableau 1, est soumis au traitement de température selon l'invention dans lequel :
    • la température de laminage est de 850°C,
    • le premier refroidissement à l'air est de 1,5 secondes, suivi d'un deuxième refroidissement contrôlé à une vitesse de 80°C/seconde jusqu'à la température de 720°C, température en dessous du point Ar3,
    • la bande d'acier obtenu est ensuite maintenue en température, à l'air, sur un palier de température où elle est refroidie jusqu'à la température de 680°C,
    • le troisième refroidissement également contrôlé, est effectué à une vitesse de 80°C/seconde jusqu'à une température correspondant à la température de bobinage,
    • le bobinage est effectuée dans l'exemple, à différentes températures, qui sont: 400°C, 450°C, 500°C, 550°C, 600°C.
    composition (x10-3%)
    C Al Mn Si P Cr N
    200 1330 1500 250 48 852 <2
    Aux différentes températures de bobinage, il a été mesuré, comme présenté sur les tableaux suivants, les différentes caractéristiques mécaniques obtenues.
    Bobinage à 400°C.
    Rp02
    MPa    		 Rm
    MPa    		 Ag
    (%)    		 Re/Rm n
    (4-8%)
    418 799 14,6 0,52 0,22
    Au niveau de la microstructure, la bainite est légèrement majoritaire par rapport à la ferrite qui se présente en grains fins. L'austénite résiduelle est présente sous forme de blocs entre les grains de ferrite, avec une moyenne de 12,8%.
    Bobinage à 450°C.
    Rp02
    MPa    		 Rm
    MPa    		 Ag
    (%)    		 Re/Rm n
    (4-8%)
    519 728 11,9 0,71 0,20
    Remarque: La microstructure est ferrito bainitique. On peut observer des plages d'austénite sous forme d'ílots entre les lattes de bénite. La moyenne d'austénite résiduelle est de 7%.
    Bobinage à 500°C.
    Rp02
    MPa    		 Rm
    MPa    		 Ag
    (%)    		 Re/Rm n
    (4-8%)
    458 779 14,4 0,59 0,21
    Remarque: La microstructure est du type ferrite bainite où la bainite est majoritaire sous la forme de grosses plages. L'austénite se présente essentiellement sous la forme de blocs entre les grains de ferrite. La moyenne d'austenite résiduelle est de 9,4%.
    Bobinage à 550°C.
    Rp02
    MPa    		 Rm
    MPa    		 Ag
    (%)    		 Re/Rm n
    (4-8%)
    569 758 9,5 0,75 0,15
    Remarque: La microstructure présente très peu d'austénite résiduelle, la moyenne d'austenite résiduelle est de 0,2%.
    Bobinage à 600°C.
    Rp02
    MPa    		 Rm
    MPa    		 Ag
    (%)    		 Re/Rm n
    (4-8%)
    487 655 12,8 0,74 0,22
    Remarque: la microstructure est du type ferrite bainite et ne présente pas d'austénite résiduelle.
    De manière générale, on remarque que l'acier à microstructure ferrite-bainite-austénite résiduelle présentant les caractéristiques mécaniques suivantes: Rm > 700 MPa , rapport Re/Rm < 0,7, Ag > 10% et A%> 25% ne peut être réalisé que pour les températures de bobinage comprise entre 400°C et 500°C grâce à une quantité d'austénite résiduelle supérieure à 5%.
    Pour les deux températures de bobinage les plus élevées, la quantité d'austénite résiduelle est nulle ou quasi nulle et les propriétés mécaniques ne sont pas conformes avec un allongement Ag% ou avec une limite à la rupture Rm acceptable, le rapport Re/Rm étant de plus trop élevé.
    La figure 2 présente le taux d'austenite résiduelle en fonction de la température de bobinage pour différentes compositions d'aciers TRIP de référence et selon l'invention. Elle permet de montrer que le procédé selon l'invention présente par rapport, par exemple, à l'acier A pris en référence, TRIP C-Mn-Si une quantité d'austénite supérieure pour un domaine de température de bobinage plus large et plus élevé en température. La Figure 2 présente, pour comparaison avec l'acier A sur acier 1 de l'exemple, et deux aciers 2 et 3 selon l'invention et comportant respectivement 0 % de Cr et 2 % Cr. On peut selon le procédé obtenir le taux d'austénite souhaité dans un large domaine de température de bobinage, ce qui permet d'assurer une régularité des caractéristiques mécaniques de la tôle réalisée, régularité sans laquelle l'utilisation de la tôle pour une pièce emboutie serait impossible. La possibilité selon le procédé de bobiner à plus haute température permet une réalisation industrielle de la tôle sans renforcement des capacités de l'outil industriel.
    L'invention proposée permet la réalisation d'une bande d'acier laminée à chaud d'épaisseur comprise entre 1,4 mm et 6 mm qui possède à la fois une résistance mécanique élevée supérieure à 700 MPa et des propriétés de mise en forme importantes grâce à un rapport Re/Rm inférieur à 0,7, à un allongement répartie supérieur à 10% et un allongement à la rupture supérieur à 25%.
    Lorsque la teneur en silicium est inférieure à 0,5%, on obtient un aspect de surface de la bande de tôle, sans défaut, après décapage.
    Selon l'invention, le procédé permet l'obtention d'une bande de tôle d'acier laminée à chaud comportant une structure ferrite bainite austénite résiduelle à plus de 5% en réalisant dans le procédé un bobinage étendu dans un intervalle de température compris entre 350°C et 525°C. Il est ainsi possible de sortir du domaine d'instabilité de la température de bobinage inférieure à 400°C. Ceci est possible notamment par l'usage dans la composition de l'acier de base d'une teneur déterminée en chrome et en phosphore.
    La bande de tôle selon l'invention peut être introduite dans l'utilisation pour des pièces embouties, pliées ou profilées dans les secteurs de la construction mécanique et automobile. Son usage donne la possibilité de réduire les épaisseurs des pièces assurant leur allégement et ou une amélioration de leurs performances en fatigue. Les pièces pouvant être réalisées sont notamment des absorbeurs, des pièces de renfort, de structure, des roues nécessitant une bonne tenue à la fatigue et également une bonne emboutissabilité.

    Claims (7)

    1. Procédé de réalisation d'une bande de tôle laminée à chaud à très haute résistance, avec une structure de ferrite-bainite-austénite résiduelle, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage,
      caractérisé en ce que l'acier de composition pondérale suivante:
      0,12% ≤ carbone ≤ 0,25%,
      1 % ≤ manganèse ≤ 2%,
      0,03% ≤ aluminium ≤ 2,5%,
      0,03% ≤ silicium ≤ 2%,
      0,04% ≤ chrome ≤ 2%,
      0,02% ≤ phosphore ≤ 0,09%,
      soufre ≤ 0,01 %, et de manière optionnelle,
      titane ≤ 0,15%,
      niobium ≤ 0,15%,
      vanadium ≤ 0,15%, le reste étant du fer et des impuretés résiduelles,
      est soumis à:
      un laminage à une température inférieure à 880°C,
      un premier refroidissement court, effectué dans un temps inférieur à 10 secondes,
      un deuxième refroidissement contrôlé avec une vitesse de refroidissement V ref1 comprise entre 20°C/ seconde et 150°C/seconde en fonction de l'épaisseur de la bande d'acier laminée, la température de fin de deuxième refroidissement étant au dessous du point Ar3 de la transformation de l'austénite en ferrite, la température de la fin du deuxième refroidissement étant comprise entre 700°C à 750°C,
      un maintien sur un palier de température associé à un refroidissement lent, la vitesse de refroidissement étant comprise entre 3°C/seconde et 20°C/seconde jusqu'à une température de fin de palier comprise entre 700°C et 640°C,
      un troisième refroidissement également contrôlé dont la vitesse est comprise entre 20°C/seconde et 150°C/seconde, refroidissement liée à l'épaisseur de la bande de tôle, la température de la fin du troisième refroidissement étant comprise entre 350°C et 550°C.
    2. Procédé selon la revendication 1 caractérisé en ce que la composition pondérale comprend moins de 0,5% de silicium.
    3. Procédé selon la revendication 1 caractérisé en ce que les refroidissements sont effectués sous air.
    4. Procédé selon la revendication 1 caractérisé en ce que l'acier est laminée à chaud pour obtenir une bande de tôle laminée à chaud dont l'épaisseur est comprise entre 1,4 mm et 6 mm.
    5. Tôle d'acier laminée à chaud obtenue par le procédé suivant l'une des revendications 1 à 4 avec une structure de ferrite-bainite-austénite résiduelle, caractérisé en ce qu'elle comprend dans sa composition pondérale:
      0,12% ≤ carbone ≤ 0,25%,
      1% ≤ manganèse ≤ 2%,
      0,03% ≤ aluminium ≤ 2,5%,
      0,03% ≤ silicium ≤ 2%,
      0,04% ≤ chrome ≤ 2%,
      0,02% ≤ phosphore ≤ 0,09%,
      soufre ≤ 0,01%, et de manière optionnelle,
      titane ≤ 0,15%,
      niobium ≤ 0,15%,
      vanadium ≤ 0,15%, le reste étant du fer et des impuretés résiduelles.
    6. Tôle selon la revendication 5 caractérisée en ce qu'elle comprend dans sa composition pondérale moins de 0,5% de silicium.
    7. Tôle selon la revendication 5 caractérisée en ce qu'elle a une épaisseur comprise entre 1,4 mm et 6 mm.
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