Procédé de fabrication d'une bande d'acier au carbone par Laminage à basse température.
La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une bande d'acier au carbone par laminage à basse température.
Par L'expression "laminage à basse température", il faut entendre au sens de la présente invention, un Laminage à chaud à des températures inférieures à celles qui sont habituellement pratiquées.
Par ailleurs, Les "aciers au carbone" visés par La présente demande comprennent des aciers contenant au maximum 0,1 % de carbone, éventuellement avec une addition de bore.
Dans La pratique actueLLe, Les brames d'acier sont réchauffées jusqu'à des températures de L'ordre de 1200[deg.]C à 1300[deg.]C dans un four à brames. Elles sont ensuite transmises au laminoir dégrossisseur, puis au Laminoir finisseur où elles entrent à une température d'environ 1050[deg.]C. Le laminoir de finition s'accompagne typiquement d'une perte de température d'environ 150[deg.]C. Dans ces conditions, La température de fin de Laminage est habituellement de l'ordre de 880 [deg.]C à 900[deg.]C pour les aciers courants. Ce niveau de température permet de laminer L'acier à L'état austénitique. Cette technique est particulièrement bien adaptée au cas, fréquent actuellement, où Les bandes sont ensuite soumises à un recuit de Longue durée en bobine, qui permet de suppri-mer Le vieillissement des aciers contenant de l'aluminium.
Il n'en va cependant pas de même lorsque l'on applique une méthode de recuit continu. Dans ce cas, le refroidissement est trop rapide pour assurer la précipitation du carbone et de l'azote. On est alors amené à pratiquer un recuit supplémentaire, dit de survieillissement,. pour provoquer la précipitation des éléments interstitiels, tels que le carbone et l'azote, qui ont été remis en solution aux températures de recuit. Ce recuit supplémentaire demande un temps non négligeable, nécessite une installation adéquate et consomme de l'énergie, ce qui nuit à la productivité et à l'économie du traitement.
Un moyen connu pour supprimer Le vieillissement de l'acier consiste à bloquer l'azote, c'est-à-dire à éviter la décomposition du nitrure
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1100[deg.]C maximum.
Par température de réchauffage des brames, il faut également entendre la température d'égalisation des lingots de coulée continue tronçonnés et réchauffés, pour égaliser leur température avant d'être laminés directement.
La limitation de la température de réchauffage des brames donne cependant lieu à certains problèmes lorsque l'on désire terminer Le laminage à chaud en phase totalement austénitique, c'est-à-dire à au moins 880[deg.]C pour les aciers classiques.
Du fait de l'abaissement de la température de début de Laminage à chaud, l'intervalle de température disponible pour ce Laminage se trouve réduit et il est difficile, dans le cas de nombreux laminoirs existants, d'effectuer entièrement Le laminage en phase austénitique homogène. Le risque est grand, dans ces conditions, de devoir terminer
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situées dans Le domaine intercritique où L'acier présente une
<EMI ID=3.1> domaine austénitique homogène au domaine intercritique précité entraîne une brusque chute de la résistance de L'acier à la déformation à chaud.
A son tour, une telle variation de la résistance à la déformation à chaud rend aléatoire la conduite du laminoir à chaud dans les domaines de températures concernés et elle ne permet plus de respecter, avec la précision désirée, les tolérances d'épaisseur de la bande d'acier laminée à chaud. La résistance à La déformation à chaud recommence à augmenter lorsque la température diminue encore. Le Laminage à chaud réalisé dans ces conditions, partiellement dans l'austénite, puis dans la ferrite pour la ou les dernières passes de réduction, reste difficile à conduire. En outre, il provoque un écrouissage de la structure biphasée (austénite + ferrite); un tel écrouissage influence défavorablement la microstructure de la bande laminée, en augmentant l'hétérogénéité des tailles de grain et en rendant l'acier plus dur.
Il a déjà été proposé par le brevet BE-A-905.966, de laminer certains types d'aciers dans le domaine intercritique, c'est-à-dire dans un domaine de température où ces aciers présentent la structure biphasée précitée, composée d'austénite et de ferrite. Il s'agissait alors d'aciers à très basse teneur en carbone, inférieure à 0,010 % en poids et contenant en outre des quantités déterminées de titane et/ou de niobium.
Poursuivant ses essais, le demandeur a maintenant constaté, de façon inattendue, qu'un abaissement plus important encore de la température de laminage à chaud permettait d'améliorer considérablement les propriétés mécaniques des bandes d'acier. Cette amélioration se manifeste aussi bien pour les bandes laminées à chaud que pour les bandes laminées à froid et recuites.
Conformément à la présente invention, un procédé de fabrication d'une bande d'acier au carbone par laminage à chaud à partir d'une brame, dans lequel le laminage à chaud comprend un laminage de dégrossissage et un laminage de finition, est caractérisé en ce que L'on effectue au moins Le Laminage de finition dans un domaine de température pour lequel L'acier présente une microstructure constituée essentiellement de ferrite.
Il est en effet apparu qu'en poursuivant L'abaissement de la température de laminage à chaud, la résistance de l'acier à la déformation à chaud reprend une croissance linéaire. Il en résulte que le laminoir peut à nouveau être conduit de manière rigoureuse. Une conséquence inattendue du laminage conforme à l'invention, appelé laminage ferritique pour une raison de commodité, est qu'il conduit à une réduction substantielle des efforts nécessaires pour effectuer la déformation à froid ultérieure du produit.
Suivant l'invention, il est avantageux que La température de réchauffage, respectivement d'égalisation, des brames ne soit pas supérieure
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Egalement suivant l'invention, La température de début dudit laminage ferritique est avantageusement inférieure à 850[deg.]C.
Selon une autre caractéristique de l'invention, la température de fin dudit laminage ferritique est comprise entre 800[deg.]C et 600[deg.]C.
La température de bobinage de La bande laminée conformément à la présente invention n'est pas soumise à des conditions particulières. De façon classique, et compte tenu de La température de fin de Laminage à chaud, cette température de bobinage se situe en général entre 700[deg.]C et 500[deg.]C.
Les bandes laminées à chaud par Le procédé de L'invention peuvent être ultérieurement laminées à froid et recuites, en continu ou en bobines, en fonction de l'utilisation envisagée.
En cas de Laminage à froid, Le taux de réduction est, de manière classique, supérieur à 20 %.
Le recuit qui suit Le Laminage à froid peut être effectué en continu, dans Les conditions usueLLes.
Dans certains cas cependant, il est avantageux d'effectuer ce recuit en bobine, ce qui permet de conférer à L'acier une structure équiaxe présentant des propriétés améliorées par rapport à La pratique habitueLLe du Laminage à chaud.
Le procédé de L'invention va maintenant être décrit et illustré de façon plus détaillée en-faisant référence à divers exemples de mise en oeuvre.
Les exemples donnés ici n'ont aucun caractère Limitatif. Ils portent sur le laminage de deux aciers, A et B, dont Les compositions sont données dans le tableau I.
TABLEAU I.
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L'acier A est un acier au carbone classique, coulé en continu. L'acier B, également coulé en continu, contient du bore, ajouté afin de réduire le vieillissement de l'acier après Le recuit continu.
Les deux aciers A et B ont été coulés en continu dans des conditions analogues. Les lingots obtenus ont été tronçonnés en lingotins dont La température a été égalisée à 1050[deg.]C. Ils ont ensuite été laminés à chaud, conformément à l'invention, avec un Laminage de finition commençant à 825[deg.]C et se terminant entre 735[deg.]C et 765[deg.]C. Les bandes obtenues ont été bobinées soit à 650[deg.]C, soit à 575[deg.]C.
Pour Les besoins de la comparaison, quelques lingotins ont été traités de façon classique, c'est-à-dire par égalisation à 1250[deg.]C, laminage à chaud se terminant entre 875[deg.]C et 891[deg.]C et bobinage à 575[deg.]C ou 650[deg.]C.
On a déterminé les propriétés mécaniques des bandes à chaud obtenues, à savoir leur limite d'élasticité Re (MPa), leur charge de rupture Rr
(MPa) et leur allongement A (%).
Les résultats de ces mesures sont rassemblés dans Le tableau II. On y a indiqué la température de -fin de laminage (TFL) ainsi que la
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TABLEAU II.
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Ces résultats montrent que le procédé de l'invention permet d'abaisser nettement la limite d'élasticité et la charge de rupture de ces bandes, tout en augmentant légèrement l'allongement. De telles bandes sont donc particulièrement aptes à la mise à forme, notamment par emboutissage. IL faut d'ailleurs souligner que cet effet,favorable n'est pas affecté par la présence de bore.
Les bandes laminées à chaud ont ensuite été laminées à froid jusqu'à une épaisseur de 0,8 mm, avec un taux de réduction, couramment pratiqué, de 71 %.
On a déterminé, pour L'acier A, Les efforts relatifs nécessaires pour Le laminage à froid, en fonction des diverses conditions de Laminage à chaud précitées. Ces efforts sont indiqués au tableau III, où ils sont exprimés en unités arbitraires.
TABLEAU III.
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IL apparaît que Le Laminage à chaud conforme à l'invention, conduit à une nette diminution des efforts, donc de l'énergie consommée,au Laminage à froid ultérieur.
Les bandes laminées à froid ont ensuite été recuites, une partie en continu et une partie en bobine. On a de nouveau déterminé les propriétés mécaniques des bandes après Les recuits respectifs.
Le recuit continu a été-effectué par chauffage à 725[deg.]C, maintien à cette température pendant 20 s, refroidissement brusque jusque 400[deg.]C et maintien de survieillissement à 400[deg.]C pendant 3 min.
Le tableau IV rassemble les données relatives aux bandes recuites en continu. L'indice de vieillissement AI (Aging Index) est défini comme étant l'accroissement de La limite d'élasticité provoqué par un maintien de 30 jours à 38[deg.]C. Il est exprimé en MPa. Le tableau donne également les valeurs de n, qui est le coefficient d'anisotropie plastique de ces bandes.
TABLEAU IV.
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On constate un adoucissement important des aciers laminés suivant Le mode ferritique, quelle que soit La température de bobinage et indépendamment de la présence de bore. Les aciers bobinés à 650[deg.]C sont en outre nettement moins sensibles au vieillissement.
Les bandes d'acier laminées à froid et recuites en bobine présentent également des caractéristiques très intéressantes. Les données correspondantes sont rassemblées dans Le tableau V.
TABLEAU V.
Laminage à froid - recuit en bobines.
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On constate également une nette amélioration des propriétés mécaniques des aciers, LesqueLs présentent ici une structure équiaxe.
REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication d'une bande d'acier au carbone par Laminage à chaud à partir d'une brame, dans LequeL Le Laminage à chaud comprend un Laminage de dégrossissage et un Laminage de finition, caractérisé en ce que L'on effectue au moins Le Laminage de finition dans un domaine de température pour Lequel L'acier présente une microstructure constituée essentiellement de ferrite.
Process for manufacturing a carbon steel strip by low temperature rolling.
The present invention relates to a method of manufacturing a carbon steel strip by low temperature rolling.
By the expression "low temperature rolling" is meant in the sense of the present invention, a hot rolling at temperatures below those which are usually practiced.
Furthermore, the "carbon steels" targeted by the present application include steels containing at most 0.1% carbon, possibly with an addition of boron.
In current practice, the steel slabs are heated to temperatures of the order of 1200 [deg.] C to 1300 [deg.] C in a slab oven. They are then transmitted to the roughing rolling mill, then to the finishing rolling mill where they enter at a temperature of around 1050 [deg.] C. The finishing rolling mill is typically accompanied by a loss of temperature of approximately 150 [deg.] C. Under these conditions, the end of rolling temperature is usually of the order of 880 [deg.] C to 900 [deg.] C for common steels. This temperature level makes it possible to roll the steel in an austenitic state. This technique is particularly well suited to the case, currently frequent, where the strips are then subjected to a long-term annealing in a coil, which makes it possible to suppress the aging of steels containing aluminum.
However, this is not the case when applying a continuous annealing method. In this case, the cooling is too rapid to ensure the precipitation of carbon and nitrogen. We are then required to practice an additional annealing, called overaging. to precipitate interstitial elements, such as carbon and nitrogen, which have been redissolved at annealing temperatures. This additional annealing requires considerable time, requires an adequate installation and consumes energy, which harms the productivity and the economy of the treatment.
A known way to remove Aging of steel consists in blocking nitrogen, that is to say in avoiding the decomposition of nitride
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1100 [deg.] C maximum.
By reheating temperature of the slabs is also meant the equalization temperature of the cut and reheated continuous casting ingots, in order to equalize their temperature before being directly rolled.
Limiting the reheating temperature of the slabs gives rise to certain problems, however, when it is desired to complete the hot rolling in the fully austenitic phase, that is to say at least 880 [deg.] C for conventional steels .
Due to the lowering of the temperature at which hot rolling begins, the temperature range available for this rolling is reduced and it is difficult, in the case of many existing rolling mills, to carry out the entire rolling in the austenitic phase. homogeneous. There is a great risk, in these conditions, of having to finish
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located in the intercritical area where Steel presents a
<EMI ID = 3.1> austenitic domain homogeneous to the aforementioned intercritical domain causes a sudden drop in the resistance of steel to hot deformation.
In turn, such a variation in the resistance to hot deformation makes the conduct of the hot rolling mill random in the temperature ranges concerned and it no longer makes it possible to meet, with the desired precision, the thickness tolerances of the strip. hot rolled steel. The resistance to hot deformation begins to increase again when the temperature drops further. Hot rolling carried out under these conditions, partially in austenite, then in ferrite for the last reduction pass (s), remains difficult to conduct. In addition, it causes a hardening of the two-phase structure (austenite + ferrite); such work hardening adversely affects the microstructure of the rolled strip, increasing the heterogeneity of the grain sizes and making the steel harder.
It has already been proposed by patent BE-A-905,966 to laminate certain types of steels in the intercritical field, that is to say in a temperature range where these steels have the aforementioned two-phase structure, composed of austenite and ferrite. These were steels with a very low carbon content, less than 0.010% by weight and also containing determined quantities of titanium and / or niobium.
Continuing its tests, the applicant has now unexpectedly found that an even greater reduction in the hot rolling temperature makes it possible to considerably improve the mechanical properties of the steel strips. This improvement is manifested both for hot rolled strips and for cold rolled and annealed strips.
According to the present invention, a method of manufacturing a carbon steel strip by hot rolling from a slab, in which the hot rolling comprises a rough rolling and a finishing rolling, is characterized in what is carried out at least the final rolling in a temperature range for which the steel has a microstructure consisting essentially of ferrite.
It has indeed appeared that by continuing to lower the hot rolling temperature, the resistance of the steel to hot deformation resumes linear growth. As a result, the rolling mill can again be rigorously driven. An unexpected consequence of the rolling in accordance with the invention, called ferritic rolling for reasons of convenience, is that it leads to a substantial reduction in the forces necessary to effect the subsequent cold deformation of the product.
According to the invention, it is advantageous that the heating temperature, respectively equalization, of the slabs is not higher
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Also according to the invention, the start temperature of said ferritic rolling is advantageously less than 850 [deg.] C.
According to another characteristic of the invention, the end temperature of said ferritic rolling is between 800 [deg.] C and 600 [deg.] C.
The winding temperature of the strip laminated in accordance with the present invention is not subject to particular conditions. Conventionally, and taking into account the temperature at the end of hot rolling, this winding temperature is generally between 700 [deg.] C and 500 [deg.] C.
The strips hot-rolled by the method of the invention can be subsequently cold-rolled and annealed, continuously or in coils, depending on the intended use.
In the case of cold rolling, the reduction rate is, conventionally, greater than 20%.
The annealing which follows cold rolling can be carried out continuously, under the usual conditions.
In certain cases, however, it is advantageous to carry out this annealing on a coil, which makes it possible to give the steel an equiaxed structure having improved properties compared to the usual practice of hot rolling.
The process of the invention will now be described and illustrated in more detail with reference to various examples of implementation.
The examples given here have no limiting character. They relate to the rolling of two steels, A and B, the compositions of which are given in table I.
TABLE I.
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Steel A is a conventional carbon steel, continuously cast. Steel B, also continuously cast, contains boron, added to reduce the aging of the steel after continuous annealing.
The two steels A and B were continuously cast under similar conditions. The ingots obtained were cut into ingots whose temperature was equalized to 1050 [deg.] C. They were then hot rolled, in accordance with the invention, with a finishing rolling starting at 825 [deg.] C and ending between 735 [deg.] C and 765 [deg.] C. The bands obtained were wound either at 650 [deg.] C, or at 575 [deg.] C.
For the purposes of the comparison, some ingots have been treated in a conventional manner, that is to say by equalization at 1250 [deg.] C, hot rolling ending between 875 [deg.] C and 891 [deg. ] C and winding at 575 [deg.] C or 650 [deg.] C.
The mechanical properties of the hot strips obtained were determined, namely their elastic limit Re (MPa), their breaking load Rr
(MPa) and their elongation A (%).
The results of these measurements are collated in Table II. The end-of-rolling temperature (TFL) as well as the
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TABLE II.
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These results show that the process of the invention makes it possible to significantly lower the elastic limit and the breaking load of these strips, while slightly increasing the elongation. Such strips are therefore particularly suitable for shaping, in particular by stamping. It should also be emphasized that this favorable effect is not affected by the presence of boron.
The hot rolled strips were then cold rolled to a thickness of 0.8 mm, with a reduction rate, commonly practiced, of 71%.
The relative forces necessary for cold rolling have been determined for steel A as a function of the various hot rolling conditions mentioned above. These efforts are shown in Table III, where they are expressed in arbitrary units.
TABLE III.
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It appears that hot rolling in accordance with the invention leads to a marked reduction in efforts, and therefore in the energy consumed, in subsequent cold rolling.
The cold rolled strips were then annealed, part continuously and part reel. The mechanical properties of the strips were again determined after the respective anneals.
Continuous annealing was carried out by heating to 725 [deg.] C, maintaining at this temperature for 20 s, abrupt cooling to 400 [deg.] C and maintaining overaging at 400 [deg.] C for 3 min.
Table IV collates the data relating to the continuously annealed bands. The Aging Index AI is defined as the increase in the elastic limit caused by a 30-day hold at 38 [deg.] C. It is expressed in MPa. The table also gives the values of n, which is the plastic anisotropy coefficient of these bands.
TABLE IV.
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There is a significant softening of the rolled steels according to the ferritic mode, whatever the winding temperature and independently of the presence of boron. Steels wound at 650 [deg.] C are also much less sensitive to aging.
Cold rolled steel strips annealed in coils also have very interesting characteristics. The corresponding data are collated in Table V.
TABLE V.
Cold rolling - annealing in coils.
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There is also a marked improvement in the mechanical properties of the steels, LesqueLs present here an equiaxed structure.
CLAIMS
1. Method of manufacturing a strip of carbon steel by hot rolling from a slab, in LequeL The hot rolling comprises a roughing rolling and a finishing rolling, characterized in that one performs at least Finishing Rolling in a temperature range for which The steel has a microstructure consisting essentially of ferrite.