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Procédé de fabrication d'une bande d'acier laminée à chaud pour emboutissage.
Domaine technique La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une bande d'acier laminée à chaud pour emboutissage.
Etat de la technique.
A l'heure actuelle, les bandes d'acier destinées à des opérations d'emboutissage sont généralement des bandes d'acier laminées à froid, qui présentent des propriétés très favorables à cet égard. La fabrication de ces bandes à froid comporte cependant diverses opérations de réduction d'épaisseur et de traitement thermique qui en augmentent le coût.
L'utilisation de bandes d'acier laminées à chaud pour des opérations d'emboutissage, en remplacement des bandes laminées à froid traditionnelles, suscite de ce fait un intérêt croissant, aussi bien au niveau de la fabrication que chez les utilisateurs.
Il est bien connu que les aciers destinés à l'emboutissage sont des aciers doux, c'est-àdire des aciers dont la teneur en carbone est inférieure à 0,2 % en poids, et de préférence inférieure à 0,1 % en poids.
Selon la pratique habituelle, les aciers doux sont laminés à chaud dans le domaine austénitique et la température de fin de laminage est supérieure à la température de transformation Ar3. Les possibilités d'emploi de ces bandes à chaud conventionnelles sont cependant très limitées, en raison de leur texture aléatoire et de leur mauvaise aptitude à l'emboutissage. En outre, il est Impossible en pratique de fabriquer des bandes minces laminées à chaud par cette méthode conventionnelle. En effet, la faible épaisseur des bandes entraîne un refroidissement rapide de celles-ci, même en cours de laminage à chaud, de sorte qu'il n'est pas possible d'effectuer le laminage de finition dans le domaine austénitique. Pour ces diverses raisons, il existe actuellement un intérêt croissant pour le laminage dit ferritique.
Selon ce procédé de laminage, connu notamment par le brevet EP-A-O 524 162, le laminage de dégrossissage est effectué dans le domaine austénitique, tandis que le
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laminage de finition est effectué dans le domaine ferritique, c'est-à-dire à plus basse température.
Dans les lignes de fabrication à chaud avec enfournement froid des brames de coulée continue, cette technique s'avère particulièrement intéressante parce qu'elle permet de réaliser de substantielles économies d'énergie. En effet, la température de réchauffage est moins élevée que dans les procédés conventionnels. Le laminage de finition à plus basses températures permet ainsi de fabriquer des bandes laminées à chaud de faible épaisseur, ayant une bonne aptitude à l'emboutissage.
La mise en oeuvre de cette technique est cependant soumise à diverses conditions et présente de ce fait quelques inconvénients.
En particulier, la quantité de carbone se trouvant en solution pendant le laminage ferritique doit être minimisée. Il en résulte qu'il n'est possible de fabriquer des tôles pour emboutissage profond qu'à partir d'aciers ne contenant pas d'atomes interstitiels, dits aciers IF (Interstitial Free). Il a été proposé d'améliorer la situation par des additions de titane et de soufre, mais une telle solution peut entraîner des défauts de surface et ne s'avère pas toujours intéressante au point de vue économique.
En outre, le laminage ferritique doit être effectué à une température suffisamment basse pour éviter toute recristallisation dans le laminoir de finition. Les forces de laminage plus élevées dans un laminoir opérant à basse température peuvent dès lors
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constituer un facteur de limitation pour le laminage de bandes minces à chaud.
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J. Les bandes minces à chaud, fabriquées en acier Ti+ S-IF laminé dans la ferrite et recris- tallisé, qui comportent des teneurs accrues en titane et en soufre, présentent certes un coefficient de Lankford élevé, avec r, = 1, 6-1,7, mais leur anisotropie planaire reste trop importante (A r'= 1) pour permettre l'emboutissage profond.
Présentation de l'invention Pour éviter les inconvénients précités, la présente invention propose un procédé de fabrication d'une bande d'acier laminée à chaud présentant une teneur en titane réduite et une aptitude à l'emboutissage améliorée par rapport aux bandes d'acier évoquées dans l'introduction. Une bande d'acier laminée à chaud produite par le procédé de
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l'invention se distingue notamment par un coefficient d'anisotropie (rmoyen) amélioré et une anisotropie planaire (A r) sensiblement réduite par rapport à l'état de la technique.
Conformément à l'invention, un procédé de fabrication d'une bande d'acier laminée à chaud pour emboutissage, dans lequel on soumet une brame d'acier à une température supérieure à Ac3 à un laminage de dégrossissage dans le domaine austénitique et ultérieurement à un laminage de finition, est caractérisé en ce que l'acier est un acier de type Ti-IF contenant moins de 0,05 % en poids de titane et de 0,015 % à 0, 075 % en poids de niobium, en ce que l'on effectue ledit laminage de finition au moins en partie dans le domaine ferritique de l'acier, avec une température de début de laminage ferritique comprise entre 875 C et 800 C, avec des cylindres lubrifiés et avec un taux de réduction d'épaisseur d'au moins 80 % au cours dudit laminage de finition dans le domaine ferritique,
et en ce que l'on bobine la bande d'acier à une température compnse entre 750 C et 500 C.
Le bobinage dans l'intervalle de température compris entre 680 C-750 C permet de produire une bande à chaud recristallisée et pour application directe en emboutissage.
Le bobinage entre 500 C et 680 C conduit à la formation d'une bande non recristallisée qui nécessite un traitement de recristallisation dans une ligne de recuit continu ou de galvanisation.
Selon une mise en oeuvre particulière, on effectue ledit laminage de finition en partie dans la région à basse température du domaine austénitique de l'acier, sans lubnfication des cylindres et avec un taux de réduction d'épaisseur supérieur ou égal à 30 %, de préférence compris entre 30 % et 80 %, et en partie dans le domaine ferritique de l'acier, avec des cylindres lubrifiés et avec une température de début de laminage ferritique comprise entre 860 C et 800oC et une température de fin de laminage ferritique comprise entre 750 C et 600 C,
on bobine ladite bande à une température comprise entre 650 C et 500 C et on la recuit en continu à une température comprise entre 800 C et 850 C pendant un temps compris entre 30 secondes et 2 minutes.
Pour la lubrification des cylindres pendant le laminage dans le domaine ferntique, on utilise de préférence une huile à base d'esters.
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Comme on l'a indiqué plus haut, le procédé de l'invention s'adresse à des aciers Ti-IF, dans lesquels le titane est partiellement remplacé par du niobium. On a en effet constaté que la précipitation du carbure de niobium (NbC) commençait à des températures croissantes, dans le domaine austénitique, lorsque la teneur en niobium augmente dans l'acier. Il en résulte que le carbone en solution est presqu'entièrement fixé avant le début de la déformation dans le domaine ferritique. On peut ainsi obtenir un produit final, c'est-à-dire une bande laminée à chaud, qui présente une courbe de traction pratiquement continue et qui se prête dès lors remarquablement à l'emboutissage profond.
En outre, une telle addition de niobium retarde la recristallisation entre les cages de laminoir dans le domaine ferritique. La température d'entrée dans le laminoir de finition peut donc être plus élevée que dans la pratique antérieure et atteindre ainsi une valeur de 8500C à 8750C comme on l'a indiqué plus haut.
Les efforts de laminage peuvent ainsi être moins élevés dans le laminoir finisseur ; de même, le temps d'attente entre le laminoir dégrossisseur et le laminoir finisseur peut être raccourci, au profit d'un accroissement de la productivité. Ce temps d'attente peut d'ailleurs être complètement supprimé, en appliquant un refroidissement accéléré du produit à la sortie du laminoir dégrossisseur.
Brève description de la figure 1 La figure 1 unique représente l'évolution comparée de la valeur du coefficient r pour un
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acier Ti + S-IF conventionnel et deux aciers Ti+ Nb-IF suivant l'invention. t, Modes de mise en oeuvre de l'invention On a fabriqué des brames d'aciers présentant les compositions indiquées dans le tableau 1 ci-dessous.
TABLEAU 1-Composition chimique des aciers (% poids)
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<tb> Acier <SEP> C <SEP> N <SEP> S <SEP> Al <SEP> Mn <SEP> Ti <SEP> Nb
<tb> haut <SEP> Ti+S+IF <SEP> 2.9 <SEP> 2.2 <SEP> 10.0 <SEP> 38 <SEP> 161 <SEP> 90 <SEP> NbTi-IF1 <SEP> 2.2 <SEP> 2.5 <SEP> 14.0 <SEP> 35 <SEP> 107 <SEP> 35 <SEP> 38
<tb> NbTi-IF2 <SEP> 2.0 <SEP> 2.8 <SEP> 9.0 <SEP> 34 <SEP> 94 <SEP> 27 <SEP> 52
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Les produits ont été réchauffés à 10500C puis laminés à chaud en six passes jusqu'à une épaisseur finale de 1,3 mm. Au cours de ce laminage de finition, les trois premières passes ont été effectuées dans la région des basses températures du domaine austénitique, c'est-à-dire à des températures légèrement supérieures à Ac3, avec un taux de réduction d'épaisseur de 73 % et sans lubrification des cylindres.
Les trois autres passes ont été effectuées dans le domaine ferritique, avec des cylindres lubrifiés au moyen d'une huile à base d'esters. La température du produit à l'entrée de la première passe de laminage ferritique était d'environ 840 C et la température de sortie de la dernière passe était d'environ 620 C.
Après le laminage à chaud, la bande a été bobinée à 500 C puis a été recuite en continu à 820'Cependant 60 secondes.
On a mesuré les propriétés mécaniques de ces échantillons, on a déterminé leur texture à mi-épaisseur, puis on a calculé l'évolution. du coefficient d'anisotropie r.
La figure 1 unique illustre cette évolution pour les trois aciers du tableau 1, en fonction de l'angle a par rapport à la direction de laminage.
Les courbes 1 et 2, correspondant respectivement aux aciers Nb+Ti-tFt et Nb+Ti-IF2, montrent une nette amélioration du coefficient d'anisotropie moyen. ainsi que de l'anisotropie planaire (A r = r-rJ par rapport à l'acier Ti+ S-IF conventionnel (courbe 3).
Dans un autre exemple (courbe 4), on a fabriqué une brame d'acier Nb+Ti-IF1, qui a été réchauffée à haute température, à savoir 12500C, puis-le laminage de dégrossissage a été effectué à haute température dans le domaine austénitique. Le produit, d'une épaisseur de 20 mm, a subi un refroidissement depuis sa température de fin de laminage de dégrossissage de 1 0400C jusqu'à une température de 900 C, avec une vitesse de refroidissement de l'ordre de 40 C/s. Le laminage de finition a été effectué en quatre passes dans le domaine ferritique, avec une température d'entrée de 870 C, avec des cylindres lubrifiés et avec une réduction totale d'épaisseur, dans la ferrite, de 80 %.
La bande a été refroidie dans l'air calme, puis bobinée à 730 C.
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La courbe 4 de la figure 1 montre l'évolution du coefficient d'anisotropie r ; il apparaît encore une légère amélioration du coefficient rmoven. ainsi que de l'anisotropie planaire A r, par rapport à la courbe 3.
Le procédé de l'invention permet de fabriquer des bandes d'acier laminées à chaud pour emboutissage, qui présentent peu de risques de défauts de surface, en raison d'une faible teneur en titane. De plus la présence de niobium relève sensiblement la température de non recristallisation dans l'austénite. Il en résulte une structure de grain plus fine après la transformation allotropique austénite-ferrite et, de ce fait, une amélioration de l'anisotropie planaire.
Enfin, les températures de laminage plus élevées dans le laminoir de finition réduisent les efforts de laminage.
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Method for manufacturing a hot rolled steel strip for stamping.
Technical Field The present invention relates to a method of manufacturing a hot rolled steel strip for stamping.
State of the art.
At the present time, the steel strips intended for stamping operations are generally cold-rolled steel strips, which have very favorable properties in this respect. The manufacture of these cold strips, however, involves various thickness reduction operations and heat treatment which increase the cost.
The use of hot-rolled steel strips for stamping operations, replacing the traditional cold-rolled strips, is therefore arousing growing interest, both in manufacturing and in users.
It is well known that the steels intended for stamping are mild steels, that is to say steels whose carbon content is less than 0.2% by weight, and preferably less than 0.1% by weight .
According to the usual practice, mild steels are hot rolled in the austenitic range and the end of rolling temperature is higher than the transformation temperature Ar3. The possibilities of using these conventional hot strips are however very limited, because of their random texture and their poor drawing ability. In addition, it is impossible in practice to manufacture thin hot-rolled strips by this conventional method. Indeed, the small thickness of the strips results in rapid cooling thereof, even during hot rolling, so that it is not possible to carry out the finishing rolling in the austenitic field. For these various reasons, there is currently a growing interest in so-called ferritic rolling.
According to this rolling process, known in particular from patent EP-A-0 524 162, the roughing rolling is carried out in the austenitic field, while the
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Finishing rolling is carried out in the ferritic field, that is to say at a lower temperature.
In hot production lines with cold charging of continuous casting slabs, this technique is particularly interesting because it allows substantial energy savings. In fact, the reheating temperature is lower than in conventional methods. Finishing rolling at lower temperatures thus makes it possible to manufacture hot-rolled strips of small thickness, having good drawing ability.
The implementation of this technique is however subject to various conditions and therefore has some drawbacks.
In particular, the amount of carbon in solution during ferritic rolling must be minimized. As a result, it is possible to manufacture sheets for deep drawing only from steels not containing interstitial atoms, called IF steels (Interstitial Free). It has been proposed to improve the situation by adding titanium and sulfur, but such a solution can cause surface defects and is not always advantageous from the economic point of view.
In addition, ferritic rolling must be carried out at a sufficiently low temperature to avoid recrystallization in the finishing mill. The higher rolling forces in a rolling mill operating at low temperatures can therefore
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be a limiting factor for hot thin strip rolling.
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J. The hot thin strips made of Ti + S-IF steel rolled in ferrite and recrystallized, which have increased titanium and sulfur contents, certainly have a high Lankford coefficient, with r, = 1, 6 -1.7, but their planar anisotropy remains too large (A r '= 1) to allow deep drawing.
Presentation of the invention To avoid the aforementioned drawbacks, the present invention provides a method of manufacturing a hot-rolled steel strip having a reduced titanium content and an improved drawing ability compared to steel strips. mentioned in the introduction. A hot rolled steel strip produced by the
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the invention is distinguished in particular by an improved anisotropy coefficient (rmoyen) and a planar anisotropy (A r) significantly reduced compared to the state of the art.
According to the invention, a method of manufacturing a hot rolled steel strip for stamping, in which a steel slab is subjected at a temperature above Ac3 to a roughing rolling in the austenitic field and subsequently to a finish rolling, is characterized in that the steel is a Ti-IF type steel containing less than 0.05% by weight of titanium and from 0.015% to 0.075% by weight of niobium, in that the 'said finish rolling is carried out at least in part in the ferritic field of steel, with a ferritic rolling start temperature between 875 C and 800 C, with lubricated cylinders and with a thickness reduction rate d '' at least 80% during said finish rolling in the ferritic field,
and in that the steel strip is wound at a temperature between 750 C and 500 C.
The winding in the temperature range between 680 C-750 C allows to produce a recrystallized hot strip and for direct application in stamping.
The winding between 500 C and 680 C leads to the formation of a non-recrystallized strip which requires a recrystallization treatment in a continuous annealing or galvanizing line.
According to a particular implementation, said finishing rolling is carried out partly in the low temperature region of the austenitic range of steel, without lubricating the cylinders and with a thickness reduction rate greater than or equal to 30%, of preferably between 30% and 80%, and partly in the ferritic field of steel, with lubricated cylinders and with a ferritic rolling start temperature between 860 C and 800oC and a ferritic rolling end temperature between 750 C and 600 C,
said strip is wound at a temperature between 650 C and 500 C and it is continuously annealed at a temperature between 800 C and 850 C for a time between 30 seconds and 2 minutes.
An ester-based oil is preferably used for the lubrication of the rolls during rolling in the ferntic area.
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As indicated above, the process of the invention is intended for Ti-IF steels, in which the titanium is partially replaced by niobium. It has in fact been observed that the precipitation of niobium carbide (NbC) begins at increasing temperatures, in the austenitic domain, when the niobium content increases in the steel. As a result, the carbon in solution is almost entirely fixed before the start of the deformation in the ferritic domain. It is thus possible to obtain a final product, that is to say a hot rolled strip, which has a practically continuous tensile curve and which therefore lends itself remarkably to deep drawing.
In addition, such an addition of niobium delays recrystallization between the rolling mill stands in the ferritic field. The inlet temperature in the finishing rolling mill can therefore be higher than in prior practice and thus reach a value of 8500C to 8750C as indicated above.
The rolling forces can thus be lower in the finishing mill; similarly, the waiting time between the roughing rolling mill and the finishing rolling mill can be shortened, in favor of an increase in productivity. This waiting time can also be completely eliminated, by applying accelerated cooling of the product at the outlet of the roughing mill.
Brief description of Figure 1 The single Figure 1 represents the comparative evolution of the value of the coefficient r for a
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conventional Ti + S-IF steel and two Ti + Nb-IF steels according to the invention. t, Modes of Carrying Out the Invention Slabs of steel having the compositions indicated in Table 1 below were manufactured.
TABLE 1-Chemical composition of steels (% by weight)
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<tb> Steel <SEP> C <SEP> N <SEP> S <SEP> Al <SEP> Mn <SEP> Ti <SEP> Nb
<tb> top <SEP> Ti + S + IF <SEP> 2.9 <SEP> 2.2 <SEP> 10.0 <SEP> 38 <SEP> 161 <SEP> 90 <SEP> NbTi-IF1 <SEP> 2.2 <SEP> 2.5 <SEP> 14.0 <SEP> 35 <SEP> 107 <SEP> 35 <SEP> 38
<tb> NbTi-IF2 <SEP> 2.0 <SEP> 2.8 <SEP> 9.0 <SEP> 34 <SEP> 94 <SEP> 27 <SEP> 52
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The products were reheated to 10500C and then hot rolled in six passes to a final thickness of 1.3 mm. During this finish rolling, the first three passes were made in the region of low temperatures of the austenitic domain, that is to say at temperatures slightly above Ac3, with a thickness reduction rate of 73 % and without lubrication of the cylinders.
The other three passes were made in the ferritic field, with cylinders lubricated with an ester oil. The temperature of the product at the inlet of the first pass of ferritic rolling was around 840 C and the outlet temperature of the last pass was around 620 C.
After hot rolling, the strip was wound at 500 ° C and then annealed continuously at 820 ° C. for 60 seconds.
The mechanical properties of these samples were measured, their texture was determined at mid-thickness, then the evolution was calculated. of the anisotropy coefficient r.
The single FIG. 1 illustrates this development for the three steels of table 1, as a function of the angle a with respect to the rolling direction.
Curves 1 and 2, corresponding respectively to Nb + Ti-tFt and Nb + Ti-IF2 steels, show a clear improvement in the average anisotropy coefficient. as well as planar anisotropy (A r = r-rJ compared to conventional Ti + S-IF steel (curve 3).
In another example (curve 4), a steel slab Nb + Ti-IF1 was fabricated, which was reheated at high temperature, namely 12500C, then the roughing rolling was carried out at high temperature in the field austenitic. The product, 20 mm thick, has been cooled from its roughing end-of-lamination temperature of 1 0400C to a temperature of 900 C, with a cooling rate of around 40 C / s . The finishing rolling was carried out in four passes in the ferritic field, with an inlet temperature of 870 C, with lubricated cylinders and with a total reduction in thickness, in ferrite, of 80%.
The strip was cooled in still air and then wound up at 730 C.
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Curve 4 in Figure 1 shows the evolution of the anisotropy coefficient r; there is still a slight improvement in the rmoven coefficient. as well as planar anisotropy A r, with respect to curve 3.
The method of the invention makes it possible to manufacture hot-rolled steel strips for stamping, which present little risk of surface defects, due to a low content of titanium. In addition, the presence of niobium substantially raises the non-recrystallization temperature in the austenite. This results in a finer grain structure after the allotropic austenite-ferrite transformation and, as a result, an improvement in planar anisotropy.
Finally, the higher rolling temperatures in the finishing mill reduce the rolling efforts.