CA2662741C

CA2662741C - Steel plate for producing light structures and method for producing said plate

Info

Publication number: CA2662741C
Application number: CA2662741A
Authority: CA
Inventors: Frederic Bonnet; Olivier Bouaziz; Jean-Claude Chevallot (Decede)
Original assignee: ArcelorMittal France SA
Current assignee: ArcelorMittal France SA
Priority date: 2006-09-06
Filing date: 2007-08-27
Publication date: 2012-02-07
Anticipated expiration: 2027-08-27
Also published as: RU2009108338A; MA30698B1; EP2064360B1; JP5298017B2; UA95490C2; CN101563476A; RU2416671C2; CN101563476B; BRPI0716877B1; TR201802707T4; ES2659987T3; WO2008029011A3; BRPI0716877A2; EP2064360A2; JP2010502838A; ZA200901377B; EP1897963A1; PL2064360T3; CA2662741A1; MX2009002411A

Abstract

The invention relates to a steel plate having a composition comprising 0.01 wt.-% <= C <= 0.2 wt.-%, 0.06 wt.-% <= Mn <= 3 wt.-%, Si <= 1.5 wt.-%, 0.005 wt.-% <= Al <= 1.5 wt.-%, S <= 0.03 wt.-%, P <= 0.04 wt.-%, 2.5 wt.-% <= Ti <= 7.2 wt.-%, (0.45 xTi) - 0.35 wt.-% <= B <= (0.45 xTi) + 0.7 wt.-%, and, optionally, one or more of the following elements: Ni <= 1 wt.-%, Mo <= 1 wt.-%, Cr <= 3 wt.-%, Nb <= 0.1 wt.-%, V <= 0.1 wt.-%, the rest of the composition comprising iron and unavoidable impurities resulting from production.

Description

TOLE D'ACIER POUR LA FABRICATION DE STRUCTURES ALLEGEES
ET PROCEDE DE FABRICATION DE CETTE TOLE

L'invention concerne la fabrication de tôles ou de pièces structurales en acier combinant simultanément un module d'élasticité E élevé, une densité d réduite et une haute résistance.
On sait que les performances mécaniques d'éléments structuraux varient comme Ex/d, le coefficient x dépendant du mode de sollicitation externe (traction ou flexion par exemple) ou de la géométrie des éléments (tôles, io barres) Ceci illustre l'intérêt de disposer de matériaux présentant simultanément un module d'élasticité élevé et une densité réduite.
Ce besoin existe tout particulièrement dans l'industrie automobile où
l'allègement des véhicules et la sécurité sont des préoccupations constantes.
On a cherché ainsi à augmenter le module d'élasticité et à réduire le poids de is pièces en acier en incorporant des particules de céramiques de différentes natures, telles que carbures, nitrures, oxydes ou borures. En effet, ces matériaux présentent un module d'élasticité nettement plus élevé, allant environ de 250 à 550 GPa, que celui des aciers de base, de l'ordre de 210 GPa, où ils sont incorporés. On obtient de la sorte un durcissement par un 20 transfert de charge entre la matrice et les particules de céramique sous l'influence d'une contrainte. L'affinement de la taille de grains de la matrice par les particules céramiques accroît en outre ce durcissement. Afin de fabriquer ces matériaux comportant des particules de céramique réparties de manière uniforme dans une matrice d'acier, on connaît des procédés qui sont 25 basés sur la métallurgie des poudres : on élabore dans un premier temps des poudres de céramique à géométrie contrôlée, on mélange celles-ci à des poudres d'acier, ce qui correspond pour l'acier à un apport exogène de particules de céramique. Le tout est compacté en moule puis porté à une température telle que l'on observe le frittage de ce mélange. Dans une 30 variante du procédé, on mélange des poudres métalliques de façon à obtenir la formation des particules de céramique lors de la phase de frittage. En dépit de caractéristiques mécaniques améliorées par rapport à des aciers ne COPIE DE CONFIRMATION STEEL SHEET FOR MANUFACTURING ALLEGE STRUCTURES
AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SHEET

The invention relates to the manufacture of sheets or structural parts made of steel simultaneously combining a high modulus of elasticity E, a density of reduced and high resistance.
It is known that the mechanical performances of structural elements vary as Ex / d, the coefficient x depending on the mode of external solicitation (traction or bending for example) or the geometry of the elements (sheets, This illustrates the interest in having materials presenting simultaneously a high modulus of elasticity and a reduced density.
This need exists especially in the automotive industry where vehicle lightening and safety are constant concerns.
It has been sought thereby to increase the modulus of elasticity and to reduce the weight of is steel parts incorporating ceramic particles of different natures, such as carbides, nitrides, oxides or borides. Indeed, these materials have a significantly higher modulus of elasticity, ranging from about 250 to 550 GPa, that of basic steel, of the order of 210 GPa, where they are incorporated. In this way, a hardening is obtained by 20 charge transfer between the matrix and the ceramic particles under the influence of a constraint. The refinement of the grain size of the matrix in addition, the ceramic particles increase this hardening. In order to manufacture these materials comprising ceramic particles distributed from uniform manner in a steel matrix, processes are known which are Based on powder metallurgy: the first step is to develop ceramic powders with a controlled geometry, these are mixed with powders, which corresponds for steel to an exogenous supply of ceramic particles. The whole thing is compacted in mold and then brought to a temperature as observed sintering of this mixture. In As a variant of the process, metal powders are mixed in order to obtain the formation of the ceramic particles during the sintering phase. In spite improved mechanical characteristics compared to steels not CONFIRMATION COPY

2 comportant pas de dispersion de particules de céramique, ce type de procédé
souffre de plusieurs limitations :
- Il nécessite des conditions soigneuses d'élaboration et de mise en oeuvre pour ne pas provoquer de réaction avec l'atmosphère, compte tenu de la surface spécifique élevée des poudres métalliques.
- Même après les opérations de compaction et de frittage, il peut subsister éventuellement des porosités résiduelles susceptibles de jouer un rôle de sites d'amorçage lors de sollicitations cycliques.
- La composition chimique des interfaces matrice/particules, et donc leur cohésion, est difficile à contrôler compte tenu de la contamination superficielle des poudres avant frittage (présence d'oxydes, de carbone) - Lorsque les particules sont ajoutées en quantité importante, ou en présence de certaines particules de grande taille, les propriétés d'allongement diminuent.
- Ce type de procédé est adapté à la production en petite quantité mais ne saurait répondre aux besoins à très grande échelle de l'industrie automobile.
- Les coûts de fabrication associés à ce type de procédé de fabrication sont élevés.
On connaît également dans le cas d'alliages légers, des procédés de fabrication reposant sur l'addition exogène de poudres de céramiques dans le métal liquide. Là encore, ces procédés soufrent de la plupart des défauts mentionnés ci-dessus. On mentionnera plus particulièrement la difficulté
d'une dispersion homogène des particules, celles-ci ayant tendance à
l'agglomération ou à la décantation/flottation dans le métal liquide.
Parmi les céramiques qui pourraient être utilisées pour accroître les propriétés des aciers, on connaît en particulier le diborure de titane TiB2 qui présente les caractéristiques intrinsèques suivantes :
Module d'élasticité : 565 GPa Densité : 4,52 Cependant, les procédés de fabrication reposant sur des additions exogènes de particules de TiB2, soufrent des inconvénients mentionnés précédemment.
COPIE DE CONFIRMATION 2 with no dispersion of ceramic particles, this type of process suffers from several limitations:
- It requires careful conditions of elaboration and implementation to avoid causing a reaction with the atmosphere, given the high specific surface area of the metal powders.
- Even after compaction and sintering operations, it can possibly residual porosities may remain play a role of priming sites during cyclic solicitations.
- The chemical composition of the matrix / particle interfaces, and therefore their cohesion, is difficult to control because of the contamination superficial powders before sintering (presence of oxides, carbon) - When the particles are added in a significant amount, or in presence of some large particles, the properties of elongation decrease.
- This type of process is suitable for small quantity production but can not meet the needs of the industry on a very large scale automobile.
- Manufacturing costs associated with this type of manufacturing process are high.
It is also known in the case of light alloys, processes for manufacture based on the exogenous addition of ceramic powders in the liquid metal. Again, these processes suffer from most defects mentioned above. We will mention in particular the difficulty of a homogeneous dispersion of the particles, these having a tendency to agglomeration or settling / flotation in the liquid metal.
Among the ceramics that could be used to increase the properties of steels, titanium diboride TiB2 is particularly known who has the following intrinsic characteristics:
Modulus of elasticity: 565 GPa Density: 4.52 However, manufacturing processes based on exogenous additions of TiB2 particles, suffer from the disadvantages mentioned above.
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3 L'invention vise à résoudre les problèmes ci-dessus, en particulier la mise à
disposition à grande échelle et par une voie économique d'aciers à module d'élasticité accru par la présence de particules de TiB2. L'invention vise notamment à la mise à disposition d'un procédé de fabrication par coulée continue ne présentant pas de difficultés particulières lors de la coulée des aciers.
Elle vise encore à mettre à disposition des aciers comportant une quantité de particules de TiB2 la plus importante possible dispersée de manière homogène dans la matrice.
io Elle vise encore à mettre à disposition des aciers à haute résistance, dont l'allongement uniforme soit supérieur ou égal à 8% et présentant une grande aptitude à différents procédés de soudage, notamment au soudage par résistance.
A cet effet, l'invention a pour objet une tôle d'acier dont la composition chimique comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,010% <_ C<_ 0,20%, 0,06 %<_ Mn <_ 3%, Si 51,5%, 0,005% <_ AI 1,5%, S<_ 0,030%, P<_ 0,040%, du titane et du bore en quantités telles que : 2,5% <_ Ti <_ 7,2%, (0,45 xTi) - 0,35% <_ B<_(0,45 xTi) + 0,70%, optionnellement un ou plusieurs éléments choisis parmi : Ni <_ 1%, Mo <_ 1%, Cr <_ 3%, Nb <_ 0,1%, V<- 0,1%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Préférentiellement, les teneurs en titane et en bore, exprimées en % poids, sont telles que :-0,22 <_ B - (0,45x Ti) <_ 0,35.
A titre préféré, les teneurs en titane et en bore, exprimées en % poids, sont telles que :-0,35 <_ B-(0,45x Ti) <- 0,22.
La teneur en titane est préférentiellement telle que : 4,6% <_ Ti _ 6,9%.
Selon un mode particulier, la teneur en titane est telle que : 4,6% <_ Ti <_ 6%.
La teneur en carbone est préférentiellement telle que : C<_ 0,080%.
Selon un mode préféré, la teneur en carbone satisfait à: C<_ 0,050%.
3o La teneur en chrome est préférentiellement telle que : Cr <_ 0,08%.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier de composition ci-dessus, comprenant des précipités eutectiques de TiB2 et éventuellement de Fe2B, COPIE DE CONFIRMATION 3 The invention aims to solve the above problems, in particular the large scale and economical disposal of modulus steels increased elasticity by the presence of TiB2 particles. The invention aims in particular to the provision of a manufacturing process by casting continue to have no particular difficulties when casting steels.
It also aims to provide steel with a quantity of TiB2 particles the largest possible dispersed so homogeneous in the matrix.
It is also aimed at providing high-strength steels, of which the uniform elongation is greater than or equal to 8% and having a large suitability for different welding processes, particularly welding resistance.
For this purpose, the subject of the invention is a steel sheet the composition of which chemical content, the contents being expressed by weight: 0.010% <_ C <_ 0.20%, 0.06% <Mn <3%, Si 51.5%, 0.005% <- 1.5%, S <0.030%, P <_ 0.040%, titanium and boron in amounts such that: 2.5% <_ Ti <_ 7.2%, (0.45 xTi) - 0.35% <_ B <_ (0.45 xTi) + 0.70%, optionally one or more elements chosen from: Ni <_ 1%, Mo <_ 1%, Cr <3%, Nb <0.1%, V <- 0.1%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
Preferably, the titanium and boron contents, expressed in% by weight, are such that: -0.22 <_ B - (0.45x Ti) <_ 0.35.
By way of preference, the titanium and boron contents, expressed in% by weight, are such that: -0.35 _ B- (0.45x Ti) - 0.22.
The titanium content is preferably such that: 4.6% <= 6.9%.
According to a particular embodiment, the titanium content is such that: 4.6% <_ Ti <_ 6%.
The carbon content is preferably such that: C <0.080%.
According to a preferred mode, the carbon content satisfies: C <0.050%.
The chromium content is preferably such that Cr <0.08%.
The invention also relates to a steel sheet of the above composition, comprising eutectic precipitates of TiB2 and optionally Fe2B, CONFIRMATION COPY

4 dont la taille moyenne est inférieure ou égale à 15 micromètres, et préférentiellement inférieure ou égale à 10 micromètres.
Préférentiellement, plus de 80% en nombre des précipités de TiB2 ont un caractère monocristallin.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier selon les caractéristiques ci-dessus, dont la taille moyenne de grain est inférieure ou égale à 15 micromètres, préférentiellement inférieure ou égale à 5 micromètres, très préférentiellement inférieure à 3,5 micromètres.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier selon l'une des io caractéristiques ci-dessus, dont le module d'élasticité mesuré dans le sens du laminage est supérieur ou égal à 230GPa, préférentiellement supérieur ou égal à 240GPa, ou préférentiellement supérieur ou égal à 250GPa Selon un mode particulier, la résistance de la tôle d'acier est supérieure ou égale à 500MPa et son allongement uniforme est supérieur ou égal à 8%.
L'invention a également pour objet un objet fabriqué à partir d'une pluralité
de pièces d'acier, de composition identique ou différente, d'épaisseur identique ou différente, l'une au moins des pièces d'acier étant une tôle en acier selon l'une quelconque des caractéristiques ci-dessus, soudée à au moins une des autres pièces de cet objet, la ou les compositions des autres pièces d'acier comprenant en poids : 0,001-0,25%C, 0,05-2%Mn, Si:50,4%, AI5_0,1%, Ti<0,1%, Nb<0,1%, V<0,1%, Cr<3%, Mo<1 %, Ni<1 %, B<0,003%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on approvisionne un acier selon l'une quelconque des compositions ci-dessus, et l'on coule l'acier sous forme de demi-produit, la température de coulée n'excédant pas de plus de 40 C la température de liquidus de l'acier.
Selon un mode particulier, on coule le demi-produit sous forme de brames ou de produits minces entre cylindres contra-rotatifs.
3o La vitesse de refroidissement lors de la solidification de la coulée est préférentiellement supérieure ou égale à 0,1 C/s.
Selon un mode particulier, on réchauffe le demi-produit avant laminage à
chaud, la température et la durée du réchauffage étant choisies de telle sorte COPIE DE CONFIRMATION

que la densité de précipités eutectiques de TiB2 et éventuellement de Fe2B, de taille maximale Lmz,,, supérieure à 15 micromètres et de facteur de forme f>5, soit inférieure à 400/mm2.
Selon un mode particulier, on effectue un laminage à chaud du demi-produit, 4 whose average size is less than or equal to 15 micrometers, and preferably less than or equal to 10 micrometers.
Preferably, more than 80% by number of TiB2 precipitates have a monocrystalline character.
The invention also relates to a steel sheet according to the characteristics above, whose average grain size is less than or equal to 15 micrometers, preferably less than or equal to 5 micrometers, very preferably less than 3.5 micrometers.
The invention also relates to a steel sheet according to one of the above characteristics, whose modulus of elasticity measured in the direction of rolling is greater than or equal to 230GPa, preferentially greater or equal to 240GPa, or preferentially greater than or equal to 250GPa In a particular embodiment, the strength of the steel sheet is greater or equal to 500 MPa and its uniform elongation is greater than or equal to 8%.
The subject of the invention is also an object manufactured from a plurality of steel parts, of identical or different composition, of identical thickness or different, at least one of the steel parts being a steel sheet according to any of the above features, welded to at least one of the other pieces of this object, the composition or compositions of other steel pieces comprising by weight: 0.001-0.25% C, 0.05-2% Mn, Si: 50.4%, Al5 0.1%, Ti <0.1%, Nb <0.1%, V <0.1%, Cr <3%, Mo <1%, Ni <1%, B <0.003%, the rest of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from development.
The subject of the invention is also a process according to which a steel according to any one of the above compositions, and one sinks steel in the form of a semi-finished product, the casting temperature not exceeding more than 40 C the liquidus temperature of the steel.
According to one particular embodiment, the semi-finished product is cast in the form of slabs or thin products between contra-rotating cylinders.
3o The cooling rate during the solidification of the casting is preferentially greater than or equal to 0.1 C / s.
In a particular embodiment, the semi-finished product is heated before rolling to the temperature and the duration of the heating being chosen in such a way that CONFIRMATION COPY

that the density of eutectic precipitates of TiB2 and possibly Fe2B, maximum size Lmz ,,, greater than 15 micrometers and of form factor f> 5, ie less than 400 / mm2.
According to a particular embodiment, a hot rolling of the semi-finished product is carried out,

5 optionnellement un laminage à froid et un recuit, les conditions de laminage et de recuit étant ajustées de telle sorte que l'on obtienne une tôle d'acier dont la taille moyenne de grain est inférieure ou égale à 15 micromètres, préférentiellement inférieure ou égale à 5 micromètres, très préférentiellement inférieure à 3,5 micromètres.
io On effectue préférentiellement le laminage à chaud avec une température de fin de laminage inférieure à 820 C.
Selon un mode particulier, on découpe au moins un flan à partir d'une tôle d'acier selon l'un des modes ci-dessus, ou fabriquée selon l'un des modes ci-dessus, et l'on déforme le flan dans une gamme de température allant de 20 à 900 C.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication selon lequel on soude au moins une tôle d'acier selon l'un des modes ci-dessus, ou une tôle d'acier fabriquée selon l'un des modes ci-dessus.
L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier ou d'un objet selon l'un des modes ci-dessus, ou fabriquée selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort dans le domaine automobile.
D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront au cours de la description ci-dessous, donnée à titre d'exemple non limitatif et en référence aux figures annexées dans lesquelles :
- Les figures 1 et 2 illustrent respectivement la microstructure de deux aciers selon l'invention comportant une précipitation eutectique Fe-TiB2, à l'état brut de coulée.
- La figure 3 illustre la microstructure d'un acier selon l'invention à l'état laminé à froid et recuit.
- Les figures 4 et 5 illustrent la microstructure de deux aciers selon l'invention comportant des précipitations eutectiques Fe-TiB2 et de Fe-Fe2B, respectivement à l'état brut de coulée et laminé à chaud.

COPIE DE CONFIRMATION Optionally cold rolling and annealing, the rolling conditions and annealing being adjusted so that one obtains a steel sheet whose average grain size is less than or equal to 15 micrometers, preferentially less than or equal to 5 micrometers, very preferably less than 3.5 micrometers.
It is preferable to carry out hot rolling with a temperature of end of rolling less than 820 C.
According to one particular embodiment, at least one blank is cut from a sheet of one of the above modes, or manufactured in one of the following modes:
above, and the blank is deformed in a temperature range from 20 to 900 C.
The subject of the invention is also a manufacturing method according to which welded at least one steel sheet according to one of the above modes, or sheet metal of steel manufactured in one of the modes above.
Another subject of the invention is the use of a steel sheet or a object according to one of the above modes, or made according to one of the modes above, for the manufacture of structural parts or reinforcing elements in the automotive field.
Other features and advantages of the invention will become apparent in the course of the description below, given as a non-restrictive example and in reference to the appended figures in which:
- Figures 1 and 2 respectively illustrate the microstructure of two steels according to the invention comprising Fe-eutectic precipitation.
TiB2, in the raw state of casting.
FIG. 3 illustrates the microstructure of a steel according to the invention in the state cold rolled and annealed.
FIGS. 4 and 5 illustrate the microstructure of two steels according to the invention comprising eutectic precipitations Fe-TiB2 and Fe-Fe2B, respectively in the raw state of casting and hot rolled.

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6 - Les figures 6 et 7 illustrent la microstructure d'un acier selon l'invention, refroidi selon deux vitesses de refroidissement lors de la solidification, à l'état brut de coulée - En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, la teneur en carbone est adaptée dans le but d'atteindre de façon économique un niveau de limite d'élasticité ou de résistance donné. La teneur en carbone permet également de contrôler la nature de la microstructure de la matrice des aciers selon l'invention, qui peut être partiellement ou totalement ferritique, bainitique, austénitique ou martensitique ou comporter un mélange de ces io constituants en proportion adaptées de manière à satisfaire aux propriétés mécaniques requises. Une teneur en carbone supérieure ou égale à 0,010%
permet d'obtenir ces différents constituants.
La teneur en carbone est limitée en raison de la soudabilité : la résistance à
la fissuration à froid et la ténacité en Zone Affectée par la Chaleur décroissent lorsque la teneur en C est supérieure à 0,20%. Lorsque la teneur en carbone est inférieure ou égale à 0,050% en poids, la soudabilité par résistance est particulièrement améliorée.
Compte tenu de la teneur en titane de l'acier, la teneur en carbone est limitée préférentiellement afin d'éviter une précipitation primaire de TiC
et/ou 2o de Ti(C,N) dans le métal liquide. Ces précipités qui se forment dans le liquide sont néfastes envers la coulabilité dans le procédé de coulée continue de l'acier liquide. Par contre, lorsque cette précipitation intervient dans l'intervalle de solidification ou en phase solide, elle a un effet favorable sur le durcissement structural. La teneur maximale en carbone doit donc être limitée préférentiellement à 0,080% de manière à faire apparaître les précipités de TiC et/ou de Ti(C, N) majoritairement au cours de la solidification eutectique ou en phase solide.
En quantité supérieure ou égale à 0,06%, le manganèse augmente la trempabilité, contribue au durcissement en solution solide et donc à
l'obtention d'une résistance accrue. Il se combine avec le soufre éventuellement présent, réduisant ainsi le risque de fissuration à chaud.
Cependant au delà d'une teneur de 3% en poids de manganèse, on accroît le COPIE DE CONFIRMATION 6 FIGS. 6 and 7 illustrate the microstructure of a steel according to the invention, cooled according to two cooling speeds during the solidification, in the raw state of casting - As regards the chemical composition of steel, the content of carbon is adapted for the purpose of economically yield strength or resistance given. The carbon content allows also to control the nature of the microstructure of the matrix of steels according to the invention, which can be partially or totally ferritic, bainitic, austenitic or martensitic or comprise a mixture of these components in proportion adapted to meet the properties mechanical requirements. A carbon content greater than or equal to 0.010%
allows to obtain these different constituents.
The carbon content is limited because of the weldability: resistance to Cold cracking and toughness in Heat Affected Zone decrease when the C content is greater than 0.20%. When the carbon content is less than or equal to 0.050% by weight, the resistance weldability is particularly improved.
Given the titanium content of steel, the carbon content is limited preferentially to avoid a primary precipitation of TiC
and or 2o of Ti (C, N) in the liquid metal. These precipitates that form in the liquid are detrimental to flowability in the continuous casting process of liquid steel. On the other hand, when this precipitation intervenes in interval solidification or in the solid phase, it has a favorable effect on the structural hardening. The maximum carbon content must therefore be limited preferably at 0.080% so as to reveal the precipitates of TiC and / or Ti (C, N) predominantly during eutectic solidification or in the solid phase.
In an amount greater than or equal to 0.06%, manganese increases the hardenability, contributes to hardening in solid solution and therefore obtaining increased resistance. It combines with sulfur possibly present, thus reducing the risk of hot cracking.
However, beyond a content of 3% by weight of manganese, the CONFIRMATION COPY

7 risque de formation d'une structure en bandes néfaste qui proviendrait d'une ségrégation éventuelle du manganèse lors de la solidification.
Le silicium contribue efficacement à augmenter la résistance grâce à un durcissement par solution solide. Cependant une addition excessive de silicium provoque la formation d'oxydes adhérents difficilement éliminables lors d'une opération de décapage, et l'apparition éventuelle de défauts de surface dus notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé. Afin de conserver de bonnes propriétés de revêtabilité, la teneur en silicium ne doit pas excéder 1,5% en poids.
io En quantité supérieure ou égale à 0,005%, l'aluminium est un élément très efficace pour la désoxydation de l'acier. Au delà d'une teneur de 1,5% en poids, une précipitation primaire excessive d'alumine intervient cependant entraînant des problèmes de coulabilité.
En quantité supérieure à 0,030%, le soufre tend à précipiter en quantité
excessive sous forme de sulfures de manganèse qui réduisent très fortement l'aptitude à la mise en forme à chaud ou à froid.
Le phosphore est un élément connu pour ségréger aux joints de grains. Sa teneur ne doit pas excéder 0,040% de façon à maintenir une ductilité à chaud suffisante en évitant la criquabilité et à éviter la fissuration à chaud en soudage.
A titre optionnel, on peut ajouter du nickel ou du molybdène qui augmentent la résistance de l'acier. Pour des raisons économiques, on limite ces additions à 1% en poids.
A titre optionnel, le chrome peut être ajouté pour augmenter la résistance. Il permet également de faire précipiter des borures en quantité plus importante.
Cependant, sa teneur est limitée à 3% en poids pour fabriquer un acier moins coûteux.
On choisira préférentiellement une teneur en chrome inférieure ou égale à
0,080%. En effet, une addition excessive de Cr conduit à faire précipiter plus 3o de borures, mais il s'agit alors de borures de (Fe, Cr) Egalement à titre optionnel, le niobium et le vanadium peuvent être ajoutés en quantité inférieure ou égale à 0,1%, de façon à obtenir un durcissement complémentaire sous forme de précipitation de carbonitrures fins.

COPIE DE CONFIRMATION 7 risk of forming a harmful band structure that would come from a possible segregation of manganese during solidification.
Silicon effectively helps to increase resistance through a hardening by solid solution. However an excessive addition of silicon causes the formation of adhesion oxides difficult to eliminate during a stripping operation, and the possible appearance of defects in especially due to a lack of wettability in dip galvanizing. In order to maintain good properties coating, the silicon content must not exceed 1.5% by weight.
In an amount greater than or equal to 0.005%, aluminum is a very important element.
effective for the deoxidation of steel. Beyond a content of 1.5% in weight, an excessive primary precipitation of alumina leading to problems of flowability.
In an amount greater than 0.030%, the sulfur tends to precipitate in quantity excessive in the form of manganese sulphides which greatly reduce fitness for hot or cold shaping.
Phosphorus is a known element to segregate at grain boundaries. Her content must not exceed 0.040% so as to maintain hot ductility sufficient by avoiding crackability and avoiding hot cracking in welding.
As an option, nickel or molybdenum can be added the strength of steel. For economic reasons, these additions at 1% by weight.
As an option, chromium can be added to increase the strength. he also makes it possible to precipitate borides in a larger quantity.
However, its content is limited to 3% by weight to make a steel less expensive.
Preferably, a chromium content of less than or equal to 0.080%. Indeed, an excessive addition of Cr leads to precipitate more 3o borides, but it is then borides of (Fe, Cr) Also optional, niobium and vanadium can be added in an amount less than or equal to 0.1%, so as to obtain a hardening in the form of precipitation of fine carbonitrides.

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8 Le titane et le bore jouent un rôle important dans l'invention :
- Dans un premier mode de réalisation, les teneurs pondérales exprimées en pourcents, en titane et en bore de l'acier sont telles que :
2,5% <_ Ti <_ 7,2%
(0,45 xTi) - 0,35 %S B 5(0,45 xTi) + 0,70%
La seconde relation s'écrit de façon équivalente - 0,35 < B- (0,45 xTi) 5 0,70 Les raisons de ces limitations sont les suivantes - Lorsque la teneur pondérale en titane est inférieure à 2,5%, une io précipitation de TiB2 n'intervient pas en quantité suffisante ; en effet, la fraction volumique de TiB2 précipité est inférieure à 5%, ce qui ne permet pas d'obtenir une modification significative du module d'élasticité qui reste inférieur à 220GPa.
- Lorsque la teneur pondérale en titane est supérieure à 7,2%, une précipitation primaire grossière de TiB2 intervient dans le métal liquide et cause des problèmes de coulabilité des demi-produits.
- Si les teneurs pondérales en titane et en bore sont telles que :
B- (0,45 xTi) > 0,70, on assiste à une précipitation excessive de Fe2B qui dégrade la ductilité.
- Si les teneurs pondérales en titane et en bore sont telles que :
B- (0,45 xTi)< -0,35, la teneur en titane dissous à température ambiante dans la matrice est supérieure à 0,8%. Aucun effet technique bénéfique significatif n'est alors obtenu en dépit du coût plus élevé d'addition de titane.
- Selon un second mode de réalisation de l'invention, les teneurs en titane et en bore sont telles que :-0,22 s B - (0,45x Ti) < 0,35 Lorsque : B- (0,45 xTi) s 0,35, la précipitation de Fe2B est très réduite, ce qui augmente la ductilité.
- Lorsque : B- (0,45 xTi) ?-0,22, la teneur en titane dissous dans la matrice est très faible, ce qui signifie que les additions de titane sont particulièrement 3o efficaces d'un point de vue économique.
- Selon un mode particulier de réalisation de l'invention, les teneurs en titane et en bore sont telles que :-0,35 <_ B - (0,45x Ti) <- 0,22 COPIE DE CONFIRMATION 8 Titanium and boron play an important role in the invention:
In a first embodiment, the weight contents expressed in Percent, titanium and boron steel are such that:
2.5% <_ Ti <_ 7.2%
(0.45 xTi) - 0.35% SB 5 (0.45 xTi) + 0.70%
The second relation is written in an equivalent way 0.35 <B- (0.45 xTi) δ 0.70 The reasons for these limitations are as follows - When the weight content of titanium is less than 2.5%, a TiB2 precipitation does not occur in sufficient quantity; indeed, the volume fraction of TiB2 precipitate is less than 5%, which does not allow to obtain a significant modification of the modulus of elasticity that remains less than 220GPa.
- When the weight content of titanium is greater than 7.2%, a coarse primary precipitation of TiB2 occurs in the liquid metal and causes problems of flowability of the semi-finished products.
- If the weight contents of titanium and boron are such that:
B- (0.45 xTi)> 0.70, there is an excessive precipitation of Fe2B which Degrades the ductility.
- If the weight contents of titanium and boron are such that:
B- (0.45 xTi) <-0.35, the titanium content dissolved at room temperature in the matrix is greater than 0.8%. No beneficial technical effect significant is not achieved despite the higher cost of adding titanium.
According to a second embodiment of the invention, the contents of titanium and in boron are such that: -0.22 s B - (0.45x Ti) <0.35 When: B- (0.45 xTi) s 0.35, the precipitation of Fe2B is very small, this who increases ductility.
- When: B- (0.45 xTi)? -0.22, the content of titanium dissolved in the matrix is very low, which means that the titanium additions are particularly 3o effective from an economic point of view.
According to a particular embodiment of the invention, the contents of titanium and in boron are such that: -0.35 <_ B - (0.45x Ti) <- 0.22 CONFIRMATION COPY

9 Lorsque la quantité : B-(0,45xTi) est supérieure ou égale à -0,35 et inférieure à -0,22, la teneur en titane dissous à température ambiante dans la matrice est comprise respectivement entre 0,5% et 0,8%. Cette quantité se révèle particulièrement adaptée pour obtenir une précipitation composée uniquement de TiB2.
- Selon un mode particulier de réalisation de l'invention, la teneur en titane est telle que : 4,6% < Ti < 6,9%
Les raisons de ces limitations sont les suivantes :
- Lorsque la teneur pondérale en titane est supérieure ou égale à 4,6%, une io précipitation de TiB2 intervient de telle sorte que la fraction volumique précipitée est supérieure ou égale à 10%. Le module d'élasticité est alors supérieur ou égal à environ 240 GPa.
- Lorsque la teneur pondérale en titane est inférieure ou égale à 6,9%, la quantité de précipités primaires de TiB2 est inférieure à 3% à volume. La précipitation totale de TiB2, constituée d'éventuels précipités primaires et de précipités eutectiques, est alors inférieure à 15% en volume.
- Selon un autre mode préféré de réalisation de l'invention, la teneur en titane est telle que : 4,6% 5 Ti < 6% : lorsque la teneur pondérale en titane est inférieure ou égale à 6%, la coulabilité est alors particulièrement satisfaisante en raison de la faible précipitation de TiB2 primaire dans le métal liquide.
Selon l'invention, une précipitation eutectique Fe-TiB2 intervient à la solidification. Le caractère eutectique de la précipitation confère à la microstructure formée un caractère particulier de finesse et d'homogénéité
avantageux pour les propriétés mécaniques. Lorsque la quantité de précipités eutectiques de TiB2 est supérieure à 5% en volume, le module d'élasticité de l'acier mesuré dans le sens du laminage peut dépasser 220 GPa environ. Au-delà de 10% en volume de précipités de TiB2, le module peut excéder 240 GPa environ ce qui permet de concevoir des structures avec un allègement 3o notable. Cette quantité peut être portée à 15% en volume pour excéder 250 GPa environ, notamment dans le cas d'aciers comportant des éléments d'alliage tels que le chrome ou le molybdène. La présence de ces éléments COPIE DE CONFIRMATION

augmente en effet la quantité maximale de TiB2 qu'il est possible d'obtenir dans le cas d'une précipitation eutectique.
Les teneurs en bore et en titane selon l'invention permettent d'éviter une précipitation primaire grossière de TiB2 dans le métal liquide. La formation de 5 ces précipités primaires de taille parfois importante (plusieurs dizaines de micromètres) doit être évitée en raison de leur rôle néfaste vis-à-vis de mécanismes d'endommagement ou de rupture lors de sollicitations mécaniques ultérieures. Par ailleurs ces précipités apparus dans le métal liquide, lorsqu'ils ne décantent pas, sont répartis de façon localisée et io réduisent l'homogénéité des propriétés mécaniques. Cette précipitation précoce doit être évitée car elle peut conduire à un bouchage de busettes de la coulée continue de l'acier à la suite de l'agglomération de précipités.
Comme on l'a exposé, le titane doit être présent en quantité suffisante pour conduire à la formation endogène de TiB2 sous la forme d'une précipitation eutectique Fe-TiB2. Selon l'invention, le titane peut être également présent dissous à température ambiante dans la matrice en proportion sur-stoechiométrique par rapport au bore, calculé à partir de TiB2.
Lorsque la teneur en titane en solution solide est inférieure à 0,5%, la précipitation intervient sous forme de deux eutectiques successifs : Fe-TiB2 2o en premier lieu, puis Fe-Fe2B, cette seconde précipitation endogène de Fe2B
intervient en quantité plus ou moins importante selon la teneur en bore de l'alliage. La quantité précipitée sous forme de Fe2B peut aller jusqu'à 8% en volume. Cette seconde précipitation intervient aussi selon un schéma eutectique permettant d'obtenir une distribution fine et homogène, ce qui assure une bonne homogénéité des caractéristiques mécaniques.
La précipitation de Fe2B complète celle de TiB2 dont la quantité maximale est liée à l'eutectique. Le Fe2B a un rôle similaire à celui de TiB2. Il augmente le module d'élasticité et diminue la densité. Il est ainsi possible d'ajuster les propriétés mécaniques de façon fine en jouant sur le complément de précipitation du Fe2B par rapport à la précipitation de TiB2. C'est un moyen que l'on peut utiliser en particulier pour obtenir un module d'élasticité
supérieur à 250 GPa dans l'acier ainsi qu'une augmentation de la résistance mécanique du produit. Lorsque l'acier contient une quantité de Fe2B en COPIE DE CONFIRMATION

volume supérieure ou égale à 4%, le module d'élasticité augmente de plus de GPa. L'allongement à rupture est alors compris entre 14% et 16% et la résistance mécanique atteint 590 MPa. Lorsque la quantité de Fe2B est supérieure à 7,5% en volume, le module d'élasticité est accru de plus de 10 s GPa mais l'allongement à rupture est alors inférieur à 9%.
Selon l'invention, la taille moyenne des précipités eutectiques de TiB2 ou de Fe2B est inférieure ou égale à 15 micromètres de façon à obtenir des caractéristiques accrues d'allongement à rupture et de bonnes propriétés en fatigue.
io Lorsque la taille moyenne de ces précipités eutectiques est inférieure ou égale à 10 micromètres, l'allongement à rupture peut être supérieur à 20%.
Les inventeurs ont mis en évidence que, lorsque plus de 80% du nombre de précipités eutectiques de TiB2 ont un caractère monocristallin, l'endommagement matrice-précipité lors d'une sollicitation mécanique est réduit et le risque de formation de défauts est moindre en raison de la plus grande plasticité du précipité et de sa grande cohésion avec la matrice. En particulier, on a mis en évidence que les précipités TiB2 de plus grande taille ont une cristallisation hexagonale. Sans vouloir être lié par une théorie, on pense que ce caractère cristallographique confère une possibilité accrue de 2o déformation par maclage de ces précipités sous l'effet d'une sollicitation mécanique.
Ce caractère particulier de monocristallinité, lié à la précipitation de TiB2 sous une forme eutectique, ne se rencontre pas à un tel degré pour les procédés de l'art antérieur reposant sur des apports exogènes de particules.
Outre l'effet favorable d'une dispersion de particules endogènes sur les propriétés mécaniques de traction, les inventeurs ont mis en évidence que la limitation de la taille de grain était un moyen très efficace pour accroitre les caractéristiques mécaniques de traction : Lorsque la taille moyenne de grain est inférieure ou égale à 15 micromètres, la résistance peut excéder 560 MPa 3o environ. De plus, lorsque la taille de grain est inférieure ou égale à 3,5 micromètres, la résistance au clivage est particulièrement élevée : des essais de résilience Charpy d'épaisseur 3mm à-60 C, révèlent que la proportion de zone ductile dans les éprouvettes rompues est supérieure à 90%.

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La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle selon l'invention est la suivante :
- On approvisionne un acier de composition selon l'invention - On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots ou en continu sous forme de brames d'épaisseur de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la coulée sous forme de brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur ou de bandes minces, de quelques millimètres d'épaisseur, entre cylindres contra-rotatifs. Le dernier mode est particulièrement avantageux pour obtenir une io fine précipitation eutectique et pour éviter la formation de précipités primaires.
Une augmentation de la vitesse de refroidissement à la solidification accroît la finesse de la microstructure obtenue.
Bien naturellement, la coulée peut être réalisée dans un format permettant la fabrication de produits de diverses géométries, en particulier sous forme de is billette pour la fabrication de produits longs.
La finesse de la précipitation de TiB2 et de Fe2B augmente la résistance, la ductilité, la résilience, l'aptitude au formage et le comportement mécanique en Zone Affectée par la Chaleur. On accroît la finesse de la précipitation grâce à une faible température de coulée et une vitesse de refroidissement 20 plus importante. En particulier, on a découvert qu'une température de coulée limitée à 40 C au delà de la température de liquidus, conduisait à l'obtention de telles microstructures fines.
Les conditions de coulée seront également choisies de telle sorte que la vitesse de refroidissement au moment de la solidification soit supérieure ou 25 égale à 0,1 C/s de façon à ce que la taille des précipités de TiB2 et de Fe2B
soit particulièrement fine.
Les inventeurs ont également mis en évidence que la morphologie des précipités eutectiques de TiB2 et de Fe2B joue un rôle sur l'endommagement lors d'une solidification mécanique ultérieure. Après observation des 30 précipités par microscopie optique à des grandissements allant de 500 à
1500x environ sur une surface qui présente une population statistiquement représentative, on détermine au moyen d'un logiciel d'analyse d'images connu en lui-même tel que par exemple le logiciel d'analyse d'images COPIE DE CONFIRMATION

ScionO., la taille maximale Ln,aX et minimale L,,;~, de chaque précipité. Le rapport entre la taille maximale et minimale caractérise le facteur de forme f d'un précipité donné. Les inventeurs ont mis en évidence que des précipités de grande taille ( LR,ax>15 micromètres) et allongés (f> 5) s réduisaient l'allongement réparti et le coefficient d'écrouissage n.
Selon l'invention, après coulée du demi-produit, on choisit la température et le temps de réchauffage du demi-produit avant le laminage à chaud ultérieur de façon à provoquer une globulisation des précipités les plus néfastes. On choisira en particulier la température et le temps de réchauffage de telle sorte io que la densité de précipités eutectiques avec une taille Lmax >15 microns et allongés (f>5), soit inférieure à 400/mm2.
On effectue ensuite un laminage à chaud du demi-produit, éventuellement suivi d'un bobinage. Optionnellement, on effectue un laminage à froid et un recuit pour obtenir des tôles d'épaisseur moins importante. On choisit les 15 conditions de laminage à chaud, de bobinage, de laminage à froid, de recuit de telle sorte que l'on obtienne une tôle d'acier dont la taille moyenne de grain est inférieure ou égale à 15 micromètres, préférentiellement inférieure à
micromètres, très préférentiellement inférieure à 3,5 micromètres. Une taille de grain plus fine est obtenue par:
20 - un écrouissage important avant la fin du laminage à chaud et avant la transformation allotropique (y-a) se produisant au refroidissement - une température de fin de laminage basse, préférentiellement inférieure à

- un refroidissement accéléré après la transformation (y-a) de façon à limiter 25 la croissance du grain ferritique - un bobinage à température relativement basse - après un éventuel laminage à froid, une limitation de la température de recuit et du temps de recuit aux fins d'obtenir une recristallisation complète, sans dépassement de la température et du temps au delà des valeurs qui 30 sont nécessaires à cette recristallisation.
Une température de fin de laminage à chaud inférieure à 820 C se révèle en particulier un moyen efficace pour obtenir une fine taille de grain. On a mis en COPIE DE CONFIRMATION

évidence, dans les aciers selon l'invention, un effet particulier des précipités de TiB2 et Fe2B sur la germination et la recristallisation des microstructures :
en effet, lors d'une déformation des aciers selon l'invention, la différence significative de comportement mécanique entre les précipités et la matrice conduit à une déformation plus importante autour des précipités. Cette déformation locale intense diminue la température de non- recristal lisati on :
une température de fin de laminage faible favorise la germination ferritique autour des précipités et limite la croissance des grains.
De même, le champ de déformation plus élevé autour des précipités favorise io la germination des grains au cours de la restauration/recristallisation qui suit le laminage à froid, entraînant un affinement du grain.
La tôle d'acier ainsi obtenue présente ainsi une très bonne aptitude à la mise en forme : sans vouloir être lié par une théorie, on pense que les précipités eutectiques présents au sein d'une matrice très déformable jouent un rôle similaire à celui que jouent les phases martensitiques ou bainitiques au sein de la ferrite dans les aciers de type Dual-Phase . Les aciers selon l'invention présentent un rapport (limite d'élasticité Re/résistance Rm) favorables à des opérations diverses de mise en forme.
Selon la teneur en carbone et en éléments trempants, et selon la vitesse de 2o refroidissement au dessous de la température Ar1 (cette température désignant le début de transformation au refroidissement à partir de l'austénite) on peut obtenir des tôles laminées à chaud ou laminées à froid et recuites comportant des matrices avec des microstructures diverses: celles-ci peuvent être totalement ou partiellement ferritiques, bainitiques, martensitiques ou austénitiques.
Par exemple, un acier contenant 0,04%C, 5,9%Ti, 2,3%B présentera, après refroidissement à partir de 1200 C, une dureté allant de 187 à 327 HV pour une vitesse de refroidissement allant de 5 à 150 C/s. Les niveaux de dureté
les plus élevés correspondent dans ce cas à une matrice totalement 3o bainitique composée de lattes à faible désorientation, sans carbures.
Dans le cas où l'on souhaite réaliser une pièce comportant une opération de mise en forme, on découpe un flan à partir de la tôle et on effectue une déformation par des moyens tels que l'emboutissage, le pliage dans une COPIE DE CONFIRMATION

gamme de température comprise entre 20 et 900 C. On observe une très bonne stabilité thermique des phases durcissantes TiB2 et Fe2B jusqu'à
1100 C.
Compte tenu de la stabilité thermique des particules dispersées dans la 5 matrice et de la bonne aptitude aux différents procédés de formage à froid, à
tiède ou à chaud, des pièces de géométrie complexe avec un module d'élasticité accru peuvent être réalisées selon l'invention. En outre, l'augmentation du module d'élasticité des aciers selon l'invention diminue le retour élastique après les opérations de mise en forme et permet d'accroître io ainsi la précision dimensionnelle sur pièces finies.
On fabrique aussi d'une manière avantageuse des éléments structuraux en soudant des aciers selon l'invention, de composition ou d'épaisseur identiques ou différentes de façon à obtenir au stade final des pièces dont les caractéristiques mécaniques varient en leur sein et sont adaptées localement 15 aux sollicitations ultérieures.
Outre le fer et les inévitables impuretés, la composition en poids des d'aciers que l'on peut souder aux aciers selon l'invention comprendra par exemple :
0,001-0,25%C, 0,05-2%Mn, Si:90,4%, AI:50,1%, Ti<0,1%, Nb<0,1%, V<0,1%, Cr<3%, Mo<1 %, Ni<1 %, B<0,003%, le reste de la composition étant constitué
2o de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Dans la zone fondue, compte tenu de la température élevée atteinte, on assiste à une dissolution partielle des précipités ainsi qu'à leur reprécipitation au refroidissement. La quantité de précipités dans la zone fondue est très comparable à celle du métal de base. Au sein de la Zone Affectée par la Chaleur (ZAC) des joints soudés, les précipités eutectiques ne sont pas dissous et peuvent même servir de frein à la croissance du grain austénitique et de sites de germination éventuels lors de la phase de refroidissement ultérieure.
Lors d'une mise en ceuvre par soudage des aciers selon l'invention, on obtient donc une homogénéité de la quantité de précipités de TiB2 et de Fe2B, qui va depuis le métal de base jusqu'au métal fondu en passant par la ZAC, ce qûi garantit que les propriétés mécaniques visées (module, densité) seront elles aussi assurées de façon continue dans le cas de liaisons soudées.

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A titre d'exemple non limitatif, les résultats suivants vont montrer les caractéristiques avantageuses conférées par l'invention.
Exemple 1:
s On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau 1 ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral.
Outre les aciers 1-1 et 1-2 selon l'invention, on a indiqué à titre de comparaison la composition d'un acier de référence R1 ne contenant pas de précipités eutectiques endogènes de TiB2 ou Fe2B
io Ces aciers ont été élaborés par coulée de demi-produits à partir de l'état liquide, les additions de titane et de bore étant effectuées pour les aciers 1-et 1-2 sous forme de ferro-alliages. La température de coulée est de 1330 C, soit un excès de 40 C par rapport à la température de liquidus.

Acier C S P AI Mn Si Ti B B- (0,45 xTi) 1-1 0,0334 0,0004 0,007 0,263 0,069 0,084 4,50 1,68 -0,34 1-2 0,04 0,0015 0,009 0,146 0,09 0,14 5,90 2,34 -0,31 R-1 0,0023 0,008 0, 011 0,031 0,129 0,038 0, 054(*) '(*) 0 15 Tableau 1: Compositions d'aciers (% poids). I= Selon l'invention.
R = référence. (*) : Non conforme à l'invention La microstructure à l'état brut de coulée, illustrée aux figures 1 et 2, relatives respectivement aux aciers 1-1 et 1-2, montre une dispersion fine et homogène 2o de précipités endogènes de TiB2 au sein d'une matrice ferritique. Le bore précipite sous forme d'un eutectique binaire Fe-TiB2.
Les quantités volumiques de précipités ont été mesurées au moyen d'un analyseur d'images et sont respectivement de 9% et 12,4% pour les aciers I-1 et 1-2. La quantité de TiB2 sous forme de précipités primaires est inférieure 25 à 2% en volume et favorise une bonne coulabilité. Les tailles moyennes des précipités eutectiques de TiB2 sont respectivement de 5 et 8 micromètres pour les aciers 1-1 et 1-2. Parmi la population de ces précipités, plus de 80%
en nombre ont un caractère monocristallin.

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Après réchauffage à 1150 C, les demi-produits ont été ensuite laminés a chaud sous forme de tôles jusqu'à une épaisseur de 3,5 mm, la température de fin de laminage étant de 940 C. Le laminage à chaud a été suivi d'un bobinage à 700 C.
On a également effectué des traitements de réchauffage à 1230 C sur l'acier 1-2 avant laminage à chaud, pendant des durées variables de 30 à 120 minutes. On a ensuite effectué des observations de la morphologie des précipités. On a mis en évidence qu'un traitement à 1230 C pendant une durée supérieure ou égale à 120 minutes permet de globuliser les précipités io de telle sorte que la densité des précipités eutectiques de grande taille ( L,a,>15 micromètres) et allongés (f> 5) soit inférieure à 400/mm2.
L'allongement réparti Au et le coefficient d'écrouissage n sont alors significativement augmentés puisqu'ils passent respectivement de 11 % et de 0,125 (temps de réchauffage : 30 minutes) à 16% et 0,165 (temps de is réchauffage 120 minutes) grâce au traitement de globulisation des précipités.
Par ailleurs, dans le cas de l'acier 1-2, une tôle a été laminée à chaud avec une température de fin de laminage de 810 C.
Ces tôles laminées à chaud ont été ensuite décapées selon un procédé
connu en soi puis laminées à froid jusqu'à une épaisseur de 1 mm. On a 2o ensuite effectué un recuit de recristallisation à 800 C - 1 minute de maintien, suivi d'un refroidissement à l'air.
Les observations effectuées par Microscopie Electronique à Balayage ne révèlent aucune décohésion à l'interface précipités eutectiques/matrice ou aucun endommagement des précipités eux-mêmes à la suite du laminage à
25 chaud ou du laminage à froid.
Après laminage à chaud, la taille moyenne de grain de l'acier 1-1 est de 12 micromètres alors qu'elle est de 28 micromètres pour l'acier de référence.
Dans le cas de l'acier 1-2, une faible température de fin de laminage (810 C) conduit à une taille moyenne de grain très fine (3,5 micromètres) après 30 laminage à chaud.
Après laminage à froid et recuit, la structure des aciers 1-1 et 1-2 est recristallisée, comme l'indique la figure 3 relative à l'acier 1-1. La photo a été
réalisée au Microscope Electronique à Balayage en contraste cristallin, ce qui COPIE DE CONFIRMATION

atteste du caractère totalement recristallisé de la structure. Les précipités sont très majoritairement des précipités eutectiques. Par rapport à l'acier conventionnel R-1, les précipités de TiB2 provoquent un affinement important de la microstructure : La taille moyenne de grain est de 3,5 micromètres pour l'acier 1-1 selon l'invention alors qu'elle est égale à 15 micromètres pour l'acier de référence R-1.
Des mesures par pycnométrie indiquent que la présence des précipités de TiB2 et de Fe2B est associée à une réduction significative de la densité d puisque celle-ci passe de 7,80 (acier conventionnel R-1) à 7,33 (acier 1-2) to Les modules d'élasticité des aciers 1-1 et 1-2 mesurés dans le sens du laminage sont respectivement de 230 GPa et 240 GPa. Le module d'élasticité
de l'acier de référence R-1 est de 210 GPa. Pour des tôles sollicitées en flexion dont l'indice de performance varie comme E'j3/d, l'utilisation des aciers selon l'invention permet une réduction de poids supérieure à 10% par rapport aux aciers conventionnels.
Les propriétés mécaniques de traction mesurées (limite d'élasticité
conventionnelle Re mesurée à 0,2% de déformation, résistance Rm, allongement uniforme Au, allongement à rupture At) ont été portées au tableau 2 (tôles laminées à chaud) ou 3 (tôles laminées à froid et recuites) ci-2o dessous.
Acier Re Rm Au At (MPa) (MPa) (%) (%) Tableau 2 Caractéristiques mécaniques de traction des tôles laminées à chaud. (sens parallèle au laminage) Acier Re Rm Au At (MPa) (MPa) (%) (%) Tableau 3: Caractéristiques mécaniques de traction des tôles laminées à froid et recuites. (sens parallèle au laminage) COPIE DE CONFIRMATION

Le rapport Re/Rm des tôles laminées à chaud ou à froid selon l'invention est voisin de 0,5, traduisant un comportement mécanique se rapprochant de celui d'un acier Dual-Phase et une bonne aptitude à une mise en forme ultérieure.
s Des essais de soudage par résistance par points ont été effectués sur des tôles laminées à froid de l'acier 1-1 : la rupture lors d'essais de traction-cisaillement se produit systématiquement par déboutonnage. On sait qu'il s'agit là d'un mode de rupture préféré car associé à une énergie élevée.
On relève également au sein des zones fondues en soudage la présence de io précipités eutectiques selon l'invention, ce qui contribue à une homogénéité
des propriétés mécaniques dans les assemblages soudés Des propriétés satisfaisantes sont également obtenues en soudage LASER
et à l'arc.

15 Exemple 2 :
Le tableau 4 ci-dessous présente la composition de trois aciers selon l'invention.

Acier C Mn AI Si S P Ti B B- (0,45 xTi) 1-3 0,0465 0,082 0,15 0,17 0,0014 0,008 5,5 2,8 0,32 1-4 0,0121 0,086 0,113 1,12 0,002 0,004 5,37 2,86 0,44 1-5 0,0154 0,084 0,1 0,885 0,0019 0,004 5,5 3,16 0,68 Tableau 4 Compositions d'aciers selon l'invention (% poids) Les aciers ont été élaborés par coulée de demi-produits, les additions de titane et de bore étant effectuées sous forme de ferro-alliages. La température de coulée est de 40 C au dessus de la température de liquidus.
En comparaison des aciers 1-1 et 1-2, les aciers 1-3 à 1-5 présentent un excès de bore par rapport à la stoechiométrie de TiB2 de telle sorte que des co-précipitations eutectiques de TiB2 puis de Fe2B se produisent. Les quantités volumiques de précipités eutectiques ont été portées au tableau 5.

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Acier % volumique % volumique TiB2 Fe2B
I-3 13 3,7 1-4 12,8 5,1 I-5 13 7,9 Tableau 5: Teneurs en précipités (% volume) relatives aux aciers I-3-4-5 Les précipités eutectiques ont une taille moyenne inférieure à 10 5 micromètres. La figure 4 illustre, dans le cas de l'acier I-3, la coexistence de précipités de TiB2 et de Fe2B. Les précipités de Fe2B apparaissant en gris-clair et les précipités de TiB2 plus sombres sont dispersés au sein de la matrice ferritique.
Les demi-produits ont été laminés à chaud dans des conditions identiques à
io celles exposées dans l'exemple 1. On n'observe pas, là encore, d'endommagement à l'interface précipités-matrice. La figure 5 illustre la microstructure de l'acier I-5. Des caractéristiques de ces aciers laminés à
chaud ont été portées au tableau 6.

Acier E Re Rm Au (%) At (%) d (GPa) (MPa) (MPa) 1-3 245 279 511 10 14 7,32 1-4 250 284 590 11 14 7,32 1-5 254 333 585 8 9 7,30 15 Tableau 6: Caractéristiques mécaniques de traction des tôles laminées à chaud (sens parallèle au laminage) et densité.

Par rapport aux aciers I-1 et I-2, une précipitation eutectique complémentaire de Fe2B en quantité volumique allant de 3 à 7,9% augmente le module 2o d'élasticité de 5 à 15 GPa.
La précipitation complémentaire de Fe2B augmente la résistance mécanique, Lorsque cette précipitation intervient dans des proportions excessives, l'allongement uniforme peut cependant être nettement inférieur à 8%.

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Exemple 3:
Des demi-produits d'acier de composition 1-2 ont été coulés à une température de 1330 C. En faisant varier l'intensité du débit de refroidissement de ces demi-produits, et l'épaisseur des demi-produits coulés, deux vitesses de refroidissement ont été réalisées, soit 0,8 et 12 C/s.
Les microstructures présentées aux figures 6 et 7 illustrent qu'une vitesse de refroidissement accrue permet d'affiner très significativement la précipitation eutectique Fe-TiB2.
Exemple 4:
Des tôles d'acier de composition 1-2 de 2,5mm d'épaisseur ont été soudées par LASER C02 dans les conditions suivantes : Puissance : 5,5kW, vitesse de soudage : 3m/mn. Des observations micrographiques dans la zone fondue montrent qu'une précipitation eutectique Fe-TiB2 intervient sous une forme très fine lors du refroidissement à partir de l'état liquide. La quantité de précipités dans la zone fondue est voisine de celle du métal de base. Selon les conditions locales de refroidissement au moment de la solidification (gradient local G de température, vitesse de déplacement R des isothermes), la solidification intervient sous forme dendritique ou sous forme cellulaire.
La morphologie dendritique se rencontre plus volontiers à la liaison avec la Zone Affectée par la Chaleur, compte tenu des conditions locales de solidification (gradient G important, vitesse R faible).
Les précipités de TiB2 sont donc présents dans les différentes zones de la liaison (métal de base, ZAC, zone fondue), ainsi l'augmentation du module d'élasticité et la réduction de la densité sont réalisées dans l'ensemble de l'assemblage soudé.
Une tôle d'acier 1-2 a également été soudée par LASER sans difficulté
opératoire avec une tôle d'acier doux emboutissable dont la composition contient (% en poids) : 0,003%C, 0,098%Mn, 0,005%Si, 0,059%Al, 0,051%Ti, 0,0003%B, ainsi que des impuretés inévitables résultant de l'élaboration. La zone fondue comporte encore une précipitation eutectique Fe-TiB2, en proportion naturellement moins importante que dans le cas d'un soudage COPIE DE CONFIRMATION

autogène. De la sorte, il est possible de fabriquer des structures métalliques dont les propriétés de rigidité varient localement et dont les caractéristiques mécaniques correspondent plus spécifiquement aux exigences locales de mise en oeuvre ou de tenue en service.

Exemple 5 :
Des tôles laminées à froid et recuites d'acier 1-2 selon l'invention, d'épaisseur 1,5mm ont été assemblées en soudage par résistance par point dans les conditions suivantes :
- Effort d'assemblage : 650daN
- Cycle de soudage : 3 x (7 périodes de passage du courant à une intensité I+ 2 périodes sans passage de courant) Le domaine de soudage exprimé en intensité I est compris entre 7 et 8,5kA.
Les deux bornes de ce domaine correspondent d'une part à l'obtention d'un diamètre de noyau supérieur à 5,2mm (borne inférieure en intensité) et d'autre part à l'apparition de l'étincelage lors du soudage (borne supérieure) L'acier selon l'invention présente donc une bonne aptitude au soudage par résistance par points avec un domaine de soudabilité suffisamment large, de 1,5kA.
2o L'invention permet ainsi la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort avec un niveau de performance accru, tant sur le plan de l'allègement intrinsèque que de l'augmentation du module d'élasticité. La mise en oruvre aisée par soudage des tôles d'aciers selon l'invention rend leur incorporation possible au sein de structures plus complexes en particulier au moyen de liaisons avec des pièces d'aciers de composition ou d'épaisseur différentes.
On tirera tout particulièrement profit de ces différentes caractéristiques dans le domaine automobile.

COPIE DE CONFIRMATION 9 When the quantity: B- (0.45xTi) is greater than or equal to -0.35 and lower at -0.22, the titanium content dissolved at room temperature in the matrix is between 0.5% and 0.8% respectively. This quantity is revealed particularly suitable for obtaining a composite precipitation only TiB2.
According to a particular embodiment of the invention, the titanium content is such that: 4.6% <Ti <6.9%
The reasons for these limitations are:
- When the weight content of titanium is greater than or equal to 4,6%, a Precipitation of TiB2 occurs in such a way that the volume fraction precipitated is greater than or equal to 10%. The modulus of elasticity is then greater than or equal to about 240 GPa.
- When the weight content of titanium is less than or equal to 6,9%, the amount of TiB2 primary precipitates is less than 3% by volume. The total precipitation of TiB2, consisting of possible primary precipitates and of eutectic precipitates, is then less than 15% by volume.
According to another preferred embodiment of the invention, the content of titanium is such that: 4.6% Ti <6%: when the weight content of titanium is less than or equal to 6%, flowability is particularly satisfactory due to the low precipitation of primary TiB2 in the metal liquid.
According to the invention, eutectic Fe-TiB2 precipitation occurs at the solidification. The eutectic nature of precipitation gives the microstructure formed a special character of finesse and homogeneity advantageous for the mechanical properties. When the amount of precipitates eutectics of TiB2 is greater than 5% by volume, the modulus of elasticity of the steel measured in the direction of rolling may exceed about 220 GPa. At-above 10% by volume of TiB2 precipitates, the module may exceed 240 GPa about which allows to design structures with a relief 3o noticeable. This quantity may be increased to 15% by volume to exceed 250 GPa approximately, especially in the case of steels containing elements alloy such as chromium or molybdenum. The presence of these elements CONFIRMATION COPY

actually increases the maximum amount of TiB2 that can be obtained in the case of eutectic precipitation.
The boron and titanium contents according to the invention make it possible to avoid a coarse primary precipitation of TiB2 in the liquid metal. Training of These primary precipitates of sometimes large size (several tens of micrometers) should be avoided because of their harmful role vis-à-vis mechanisms of damage or rupture during solicitations subsequent mechanical Moreover these precipitates appeared in the metal liquid, when they do not decant, are distributed in a localized way and reduce the homogeneity of the mechanical properties. This precipitation should be avoided as it can lead to clogging the continuous casting of steel as a result of agglomeration of precipitates.
As has been stated, titanium must be present in sufficient quantity to lead to the endogenous formation of TiB2 in the form of a precipitation eutectic Fe-TiB2. According to the invention, titanium may also be present dissolved at room temperature in the matrix in proportion stoichiometric relative to boron, calculated from TiB2.
When the titanium content in solid solution is less than 0.5%, the precipitation occurs in the form of two successive eutectics: Fe-TiB2 2o first, then Fe-Fe2B, this second endogenous Fe2B precipitation intervenes in a more or less important quantity according to the boron content of the alloy. The amount precipitated as Fe2B can be up to 8%
volume. This second precipitation also occurs according to a scheme eutectic technique to obtain a fine and homogeneous distribution, which ensures a good homogeneity of the mechanical characteristics.
Precipitation of Fe2B completes that of TiB2, the maximum amount of which is related to eutectic. Fe2B has a role similar to that of TiB2. It increases the modulus of elasticity and decreases the density. It is thus possible to adjust the mechanical properties in a fine way by playing on the complement of precipitation of Fe2B with respect to precipitation of TiB2. It's a mean that can be used in particular to obtain a modulus of elasticity greater than 250 GPa in steel and increased resistance mechanical product. When the steel contains a quantity of Fe2B
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greater than or equal to 4%, the modulus of elasticity increases by more than GPa. The elongation at break is then between 14% and 16% and the mechanical strength reaches 590 MPa. When the amount of Fe2B is greater than 7.5% by volume, the modulus of elasticity is increased by more than 10 s GPa but the elongation at break is then less than 9%.
According to the invention, the average size of the eutectic precipitates of TiB2 or Fe2B is less than or equal to 15 micrometers so as to obtain increased characteristics of elongation at break and good properties in tired.
When the average size of these eutectic precipitates is lower or equal to 10 micrometers, the elongation at break may be greater than 20%.
The inventors have shown that when more than 80% of the number of eutectic precipitates of TiB2 have a monocrystalline character, the matrix-precipitated damage during a mechanical stress is reduced and the risk of flaw formation is lower due to the more great plasticity of the precipitate and its great cohesion with the matrix. In In particular, it has been shown that the larger TiB2 precipitates cut have a hexagonal crystallization. Without wishing to be bound by a theory, this crystallographic character confers an increased possibility of 2o deformation by twinning of these precipitates under the effect of a solicitation mechanical.
This particular character of monocrystallinity, linked to the precipitation of TiB2 under a eutectic form, is not encountered to such a degree for the processes of the prior art based on exogenous contributions of particles.
In addition to the favorable effect of a dispersion of endogenous particles on mechanical properties of traction, the inventors have shown that the limitation of grain size was a very effective way to increase the mechanical tensile characteristics: When the average grain size is less than or equal to 15 micrometers, the resistance may exceed 560 MPa About 3o. In addition, when the grain size is 3.5 or less micrometers, the resistance to cleavage is particularly high:
Charpy resilience of thickness 3mm to -60 C, reveal that the proportion of Ductile area in broken test pieces is greater than 90%.

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The implementation of the method of manufacturing a sheet according to the invention is the next :
A steel of composition according to the invention is supplied - It proceeds to the casting of a half-product from this steel. This casting can be made of ingots or continuously in the form of thick slabs of the order of 200mm. It is also possible to cast in the form of slabs of a few tens of millimeters thick or Thin bands, a few millimeters thick, between contra-cylinders rotatable. The last mode is particularly advantageous for obtaining a fine eutectic precipitation and to avoid the formation of precipitates primary.
An increase in cooling rate at solidification increases the fineness of the microstructure obtained.
Naturally, the casting can be done in a format allowing the manufacture of products of various geometries, in particular in the form of is billet for the manufacture of long products.
The fineness of the precipitation of TiB2 and Fe2B increases the resistance, the ductility, resilience, formability and mechanical behavior in Zone Affected by Heat. We increase the fineness of the precipitation thanks to a low casting temperature and a cooling speed 20 more important. In particular, it has been discovered that a temperature of cast limited to 40 C above the liquidus temperature, led to the such fine microstructures.
The casting conditions will also be chosen so that the cooling rate at the time of solidification is greater or Equal to 0.1 C / s so that the size of the TiB2 and Fe 2 B
be particularly fine.
The inventors have also shown that the morphology of the eutectic precipitates of TiB2 and Fe2B play a role in damage during a subsequent mechanical solidification. After observing Precipitated by light microscopy at magnitudes ranging from 500 to 1500x approximately on a surface that has a population statistically representative, it is determined by means of an image analysis software known in itself such as for example the image analysis software CONFIRMATION COPY

ScionO., The maximum size Ln, aX and minimum L ,,; ~, of each precipitate. The ratio between the maximum and minimum size characterizes the form of a given precipitate. The inventors have shown that precipitates of large size (LR, ax> 15 micrometers) and elongated (f> 5) s reduced the distributed elongation and the coefficient of hardening n.
According to the invention, after casting of the semi-finished product, the temperature and the heating time of the semi-finished product before the subsequent hot rolling of to cause a globulization of the most harmful precipitates. We will choose in particular the temperature and the reheating time of such kind the density of eutectic precipitates with a size Lmax> 15 microns and elongated (f> 5), less than 400 / mm2.
The product is then hot-rolled, optionally followed by a winding. Optionally, a cold rolling and a annealed to obtain sheets of lesser thickness. We choose Conditions of hot rolling, winding, cold rolling, annealing in such a way that a sheet of steel is obtained whose average grain is less than or equal to 15 micrometers, preferably less than at micrometers, very preferably less than 3.5 micrometers. A size finer grain is obtained by:
20 - an important work hardening before the end of the hot rolling and before the allotropic transformation (y-a) occurring at cooling a low rolling end temperature, preferably lower than - accelerated cooling after the transformation (y-a) so as to limit 25 the growth of ferritic grain - a relatively low temperature winding - after a possible cold rolling, a limitation of the temperature of annealing and annealing time to obtain a recrystallization complete without exceeding the temperature and time beyond the values that 30 are needed for this recrystallization.
An end-of-hot-rolling temperature of less than 820 C is revealed in particularly an effective means for obtaining a fine grain size. We put in CONFIRMATION COPY

obviously, in the steels according to the invention, a particular effect of precipitated of TiB2 and Fe2B on germination and recrystallization of microstructures :
indeed, during deformation of the steels according to the invention, the difference significant mechanical behavior between the precipitates and the matrix leads to greater deformation around the precipitates. This intense local deformation decreases the temperature of non-recrystalline lisati on :
a low end-of-lamination temperature promotes ferritic germination around precipitates and limits grain growth.
Similarly, the higher deformation field around the precipitates favors the germination of the grains during the restoration / recrystallization which follows cold rolling, resulting in a refinement of the grain.
The steel sheet thus obtained thus has a very good ability to in form: without wishing to be bound by a theory, it is thought that the precipitates eutectics present within a highly deformable matrix play a role similar to that played by martensitic or bainitic phases within ferrite in the steel of type Dual-Phase. Steels according to the invention have a ratio (elasticity limit Re / resistance Rm) favorable to various shaping operations.
Depending on the carbon content and the hardening elements, and depending on the speed of 2o cooling below the temperature Ar1 (this temperature designating the beginning of transformation to cooling from austenite) hot-rolled or cold-rolled sheets can be obtained and anneals comprising matrices with various microstructures: these may be totally or partially ferritic, bainitic, martensitic or austenitic.
For example, a steel containing 0.04% C, 5.9% Ti, 2.3% B will have, after cooling from 1200 C, a hardness ranging from 187 to 327 HV for a cooling rate ranging from 5 to 150 C / s. Hardness levels the highest are in this case a matrix totally 3o bainitic composed of slats with low disorientation, without carbides.
In the case where it is desired to make a part comprising an operation of formatting, a blank is cut from the sheet and an deformation by means such as stamping, folding into a CONFIRMATION COPY

range of temperature between 20 and 900 C. There is a very good thermal stability of the TiB2 and Fe2B hardening phases up to 1100 C.
Given the thermal stability of the particles dispersed in the Matrix and the good suitability for different cold forming processes, at warm or hot, parts of complex geometry with a module increased elasticity can be achieved according to the invention. In addition, the increase of the modulus of elasticity of the steels according to the invention decreases the springback after shaping operations and allows you to increase thus the dimensional accuracy on finished parts.
Advantageously, structural elements in the form of welding steels according to the invention, of composition or thickness identical or different so as to obtain at the final stage the mechanical characteristics vary within them and are adapted locally 15 to subsequent solicitations.
In addition to iron and the inevitable impurities, the composition by weight of steels that can be welded to steels according to the invention will include for example:
0.001-0.25% C, 0.05-2% Mn, Si: 90.4%, Al: 50.1%, Ti <0.1%, Nb <0.1%, V <0.1% , Cr <3%, Mo <1%, Ni <1%, B <0.003%, the rest of the composition being constituted 2o iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
In the melted zone, given the high temperature reached, witness a partial dissolution of the precipitates as well as reprecipitation at cooling. The amount of precipitates in the melted zone is very comparable to that of the base metal. Within the Affected Area by the Heat (ZAC) welded joints, eutectic precipitates are not dissolved and can even act as a brake on austenitic grain growth and possible germination sites during the cooling phase higher.
In a welding implementation of the steels according to the invention, thus obtain a homogeneity of the amount of precipitates of TiB2 and Fe2B, which goes from the base metal to the molten metal through the ZAC, This ensures that the intended mechanical properties (modulus, density) will be they are also assured in a continuous way in the case of welded connections.

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As a non-limitative example, the following results will show the advantageous characteristics conferred by the invention.
Example 1 s Steels have been developed, the composition of which is shown in Table 1 below, expressed as a percentage by weight.
In addition to the steels 1-1 and 1-2 according to the invention, it has been indicated that comparison the composition of a reference steel R1 containing no endogenous eutectic precipitates of TiB2 or Fe2B
These steels were produced by casting semi-finished products from the state.
liquid, additions of titanium and boron being made for the steels 1-and 1-2 in the form of ferroalloys. The casting temperature is 1330 C, an excess of 40 C with respect to the liquidus temperature.

CSP steel Mn Si Ti B B- (0.45 xTi) 1-1 0.0334 0.0004 0.007 0.263 0.069 0.084 4.50 1.68 -0.34 1-2 0.04 0.0015 0.009 0.146 0.09 0.14 5.90 2.34 -0.31 R-1 0.0023 0.008 0, 011 0.031 0.129 0.038 0.054 (*) '(*) 0 Table 1: Steel compositions (% by weight). I = according to the invention.
R = reference. (*): Not in accordance with the invention The microstructure in the raw state of casting, illustrated in FIGS. 1 and 2, on respectively to steels 1-1 and 1-2, shows a fine and homogeneous dispersion 2o endogenous precipitates of TiB2 within a ferritic matrix. Boron precipitates as a Fe-TiB2 binary eutectic.
The volume amounts of precipitates were measured by means of a image analyzer and are respectively 9% and 12.4% for steels I-1 and 1-2. The amount of TiB2 in the form of primary precipitates is lower 25 to 2% by volume and promotes good flowability. The average sizes of eutectic precipitates of TiB2 are respectively 5 and 8 micrometers for steels 1-1 and 1-2. Of the population of these precipitates, more than 80%
in number have a monocrystalline character.

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After reheating to 1150 C, the semi-finished products were then rolled hot in the form of sheets up to a thickness of 3.5 mm, the temperature end of rolling being 940 C. Hot rolling was followed by a winding at 700 C.
Reheating treatments at 1230 C were also carried out on the steel 1-2 before hot rolling, for varying periods from 30 to 120 minutes. We then made observations of the morphology of precipitates. It has been demonstrated that treatment at 1230 C during a duration greater than or equal to 120 minutes makes it possible to globulate precipitates so that the density of large eutectic precipitates ( L, a,> 15 micrometers) and elongated (f> 5) is less than 400 / mm2.
The distributed elongation Au and the coefficient of hardening n are then significantly increased since they increase by 11% and 0.125 (reheat time: 30 minutes) to 16% and 0.165 ( is reheated 120 minutes) thanks to the treatment of globulization of precipitates.
Moreover, in the case of steel 1-2, a sheet has been hot rolled with an end of rolling temperature of 810 C.
These hot-rolled sheets were then etched according to a method known in itself then cold rolled to a thickness of 1 mm. We have 2o then carried out a recrystallization annealing at 800 C - 1 minute of maintaining, followed by air cooling.
The observations made by Scanning Electron Microscopy do not reveal no decohesion at the eutectic precipitates interface / matrix or no damage to the precipitates themselves as a result of rolling at 25 hot or cold rolling.
After hot rolling, the average grain size of steel 1-1 is 12 micrometers while it is 28 micrometers for the reference steel.
In the case of steel 1-2, a low end-of-rolling temperature (810 C) leads to a very fine average grain size (3.5 micrometers) after Hot rolling.
After cold rolling and annealing, the structure of steels 1-1 and 1-2 is recrystallized, as shown in Figure 3 for 1-1 steel. The photo has summer crystalline contrast scanning electron microscope, which CONFIRMATION COPY

attests to the totally recrystallised nature of the structure. The precipitates most of them are eutectic precipitates. Compared to steel Conventional R-1, TiB2 precipitates cause significant refinement microstructure: The average grain size is 3.5 micrometers for the steel 1-1 according to the invention whereas it is equal to 15 micrometers for the reference steel R-1.
Pyknometry measurements indicate that the presence of precipitates TiB2 and Fe2B is associated with a significant reduction in the density of since it goes from 7.80 (conventional steel R-1) to 7.33 (steel 1-2) to The tensile moduli of steels 1-1 and 1-2 measured in the direction of rolling are respectively 230 GPa and 240 GPa. The modulus of elasticity the reference steel R-1 is 210 GPa. For sheets required in flexion whose performance index varies as E'j3 / d, the use of steels according to the invention allows a weight reduction greater than 10% compared to conventional steels.
The measured mechanical tensile properties (elastic limit conventional Re measured at 0.2% strain, Rm resistance, uniform lengthening Au, elongation at break At) were brought to table 2 (hot-rolled sheets) or 3 (cold-rolled and annealed sheets) this-2o below.
Steel Re Rm Au At (MPa) (MPa) (%) (%) 1-2,244,527 14,20 Table 2 Mechanical characteristics of traction hot-rolled sheets. (parallel to rolling) Steel Re Rm Au At (MPa) (MPa) (%) (%) Table 3: Mechanical characteristics of traction cold-rolled and annealed sheets. (parallel to rolling) CONFIRMATION COPY

The ratio Re / Rm of hot-rolled or cold-rolled sheets according to the invention is close to 0.5, reflecting a mechanical behavior approaching that of a Dual-Phase steel and good aptitude for further shaping.
s Spot resistance welding tests were carried out on cold-rolled steel 1-1: breaking in tensile tests-Shearing occurs systematically by unbuttoning. We know he This is a preferred mode of failure because associated with high energy.
In melted zones in welding, there is also the presence of eutectic precipitates according to the invention, which contributes to a homogeneity mechanical properties in welded joints Satisfactory properties are also obtained in LASER welding and the bow.

Example 2 Table 4 below shows the composition of three steels according to the invention.

Steel C Mn AI If SP Ti B B- (0.45 xTi) 1-3 0.0465 0.082 0.15 0.17 0.0014 0.008 5.5 2.8 0.32 1-4 0.0121 0.086 0.113 1.12 0.002 0.004 5.37 2.86 0.44 1-5 0.0154 0.084 0.1 0.885 0.0019 0.004 5.5 3.16 0.68 Table 4 Steel compositions according to the invention (% by weight) The steels were produced by casting semi-finished products, the additions of titanium and boron being carried out as ferroalloys. The casting temperature is 40 C above the liquidus temperature.
In comparison with steels 1-1 and 1-2, steels 1-3 to 1-5 are excessively of boron relative to the stoichiometry of TiB2 so that eutectic precipitation of TiB2 then Fe2B occur. Quantities The volume of eutectic precipitates was shown in Table 5.

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Steel% volumic% by volume TiB2 Fe2B
I-3 13 3.7 1-4 12.8 5.1 I-5 13 7.9 Table 5: Precipitation content (% by volume) relative to I-3-4-5 steels Eutectic precipitates have an average size of less than 10 5 micrometers. Figure 4 illustrates, in the case of steel I-3, the coexistence of precipitated TiB2 and Fe2B. The precipitates of Fe2B appearing in gray clear and the darker TiB2 precipitates are scattered within the ferritic matrix.
The semi-finished products have been hot-rolled under the same conditions as those set out in Example 1. It is not observed, again, damage to the precipitated-matrix interface. Figure 5 illustrates the microstructure of steel I-5. Characteristics of these rolled steels hot were shown in Table 6.

Steel E Re Rm Au (%) At (%) d (GPa) (MPa) (MPa) 1-3,245 279,511 10 14 7.32 1-4 250 284 590 11 14 7.32 1-5 254 333 585 8 9.30 Table 6: Mechanical Traction Characteristics hot rolled sheets (parallel to rolling) and density.

Compared to steels I-1 and I-2, complementary eutectic precipitation of Fe2B in a volume quantity ranging from 3 to 7.9% increases the modulus 2o of elasticity of 5 to 15 GPa.
The additional precipitation of Fe2B increases the mechanical strength, When this precipitation occurs in excessive proportions, uniform elongation can, however, be significantly less than 8%.

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Example 3 Semi-finished products of composition 1-2 steel were cast at a temperature of 1330 C. By varying the intensity of the flow of cooling of these semi-finished products, and the thickness of the semi-finished products two cooling rates were achieved, ie 0.8 and 12 C / s.
The microstructures shown in Figures 6 and 7 illustrate that a speed of increased cooling can significantly refine the precipitation eutectic Fe-TiB2.
Example 4 2.5 mm thick composition 1-2 steel sheets were welded by LASER C02 under the following conditions: Power: 5.5kW, speed welding: 3m / min. Micrographic observations in the melted zone show that an eutectic precipitation Fe-TiB2 occurs in a form very fine when cooling from the liquid state. The quantity of precipitates in the melted zone is close to that of the base metal. according to the local cooling conditions at the time of solidification (local gradient G of temperature, speed of displacement R of the isotherms), solidification occurs in dendritic form or in cellular form.
The dendritic morphology is more likely to be associated with the Zone Affected by heat, taking into account the local conditions of solidification (high G gradient, low R speed).
The precipitates of TiB2 are therefore present in the different zones of the bond (base metal, ZAC, melted zone), thus increasing the module of elasticity and density reduction are realized in the whole of the welded joint.
A 1-2 sheet steel was also welded by LASER without difficulty operative with a soft, stampable steel sheet whose composition contains (% by weight): 0.003% C, 0.098% Mn, 0.005% Si, 0.059% Al, 0.051% Ti, 0.0003% B, as well as unavoidable impurities resulting from the elaboration. The melted zone still contains eutectic Fe-TiB2 precipitation, in proportion naturally less important than in the case of welding CONFIRMATION COPY

autogenous. In this way, it is possible to manufacture metal structures whose stiffness properties vary locally and whose characteristics mechanics more specifically correspond to the local requirements of implementation or maintenance in service.

Example 5 Cold-rolled and annealed sheets of steel 1-2 according to the invention, thick 1.5mm were assembled in point resistance welding in the following conditions:
- Assembly effort: 650daN
- Welding cycle: 3 x (7 periods of current flow to one intensity I + 2 periods without current flow) The welding domain expressed in intensity I is between 7 and 8.5 kA.
The two terminals of this domain correspond on the one hand to obtaining a core diameter greater than 5.2mm (lower bound in intensity) and on the other hand, at the onset of sparking during welding (upper limit) The steel according to the invention therefore has good weldability by point resistance with a sufficiently wide range of weldability, 1.5kA.
2o The invention thus allows the manufacture of structural parts or of elements of reinforcement with an increased level of performance, both in terms of lightening intrinsic than the increase of the modulus of elasticity. The setting in oruvre easy by welding steel sheets according to the invention makes their incorporation possible within more complex structures especially by means of connections with pieces of steels of different composition or thickness.
We will take particular advantage of these different characteristics in the automotive field.

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Claims

1. Sheet steel whose chemical composition includes, the contents being expressed in weight:

0.010%: <= C <= 0.20%
0.06% <= Mn <= 3%
If <= 1.5%
0.005% <= Al <= 1.5%
S <= 0.030%
P <= 0, 040%, titanium and boron in quantities such that 4.6%: 5 Ti <= 6%
(0.45 xTi) - 0.35% 5 B <= (0.45 xTi) + 0.70%
optionally one or more elements selected from:
Ni <= 1%
Mo <= 1%
Cr <= 3%
Nb <= 0.1%
V <= 0.1%, the remainder of the composition being iron and unavoidable impurities resulting from development.

2. Steel sheet according to claim 1, characterized in that the contents in titanium and boron are such that:

-0.22 <= B - (0.45 xTi) <= 0.35.

3. Sheet steel according to claim 1, characterized in that the contents in titanium and boron are such that:

-0.35 <= B - (0.45 xTi) <= 0.22.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 3, characterized in this that the titanium content is such that:

4.6% <= Ti <= 6.9%.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 4, characterized in this that its composition comprises, the content being expressed in weight:

C <= 0.080%.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 5, characterized in this that its composition comprises, the content being expressed in weight:

C <= 0.050%.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 6, characterized in this that its composition comprises, the content being expressed in weight:

Cr <= 0.08%.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 7, characterized in this that it includes eutectic precipitates of TiB2 and possibly Fe 2 B, whose average size is less than or equal to 15 micrometers.

9. Sheet steel according to any one of claims 1 to 8, characterized in this that it comprises eutectic precipitates of TiB2 and possibly Fe2B, whose average size is less than or equal to 10 micrometers.

10. Sheet steel according to claim 9, characterized in that more than 80%
in many of said TiB2 precipitates are monocrystalline.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 10, characterized in the average grain size of said steel is less than or equal to 15 micrometers.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 11, characterized in the average grain size of said steel is less than or equal to 5 micrometers.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 12, characterized in the average grain size of said steel is less than or equal to 3.5 micrometers.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 13, characterized in its modulus of elasticity measured in the direction of rolling is higher or equal to 230GPa.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 14, characterized in its modulus of elasticity measured in the direction of rolling is higher or equal to 240GPa.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 15, characterized in its modulus of elasticity measured in the direction of rolling is higher or equal to 250GPa.

Steel sheet according to one of Claims 1 to 15, characterized in that its resistance is greater than or equal to 500MPa and its lengthening uniform is greater than or equal to 8%.

18. Object made from a plurality of steel parts, of composition identical or different, of identical or different thickness, characterized in that least one said steel pieces is a steel sheet according to any one of claims 1 to 17, welded to at least one of the other said pieces of steel, the one or more compositions other said pieces of steel comprising by weight: 0.001-0.25% C, 0.05-2% Mn, If <= 0.4%, Al <= 0.1%, Ti <0.1%, Nb <0.1%, V <0.1%, Cr <3%, Mo <
1%, Ni <1%, B <0.003%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from development.

19. Manufacturing process according to which a steel is supplied according to one of any of compositions 1 to 7, said steel is cast in the form of half product, the casting temperature not exceeding 40 ° C and the temperature of liquidus said steel.

20. Manufacturing process according to claim 19, characterized in that flows said semi-finished product in the form of thin slab or thin strip between rolls counter-rotating.

21. Manufacturing process according to claim 19 or 20, characterized in that that the cooling rate during the solidification of said casting is superior or equal to 0.1 ° C / s.

22. Manufacturing process according to any one of claims 19 to 21, characterized by heating said semi-finished product before hot rolling, the temperature and the duration of said reheating being chosen so that the density of eutectic precipitates of TiB2 and possibly Fe2B, of maximum size L
max greater than 15 micrometres and of form factor f> 5, ie less than 400 / mm2, and that said semi-finished product is hot rolled.

23. Process according to any one of claims 19 to 22, characterized this that a hot rolling of said semi-product is carried out, optionally a rolling to cold and annealing, the rolling and annealing conditions being adjusted so to obtain a sheet of steel whose average grain size is less than or equal at 15 micrometers.

24. Process according to any one of claims 19 to 23, characterized this that a hot rolling of said semi-product is carried out, optionally a rolling to cold and annealing, the rolling and annealing conditions being adjusted so to obtain a sheet of steel whose average grain size is less than or equal at 5 micrometers.

25. Process according to any one of claims 19 to 24, characterized in this that a hot rolling of said semi-product is carried out, optionally a rolling to cold and annealing, the rolling and annealing conditions being adjusted so to obtain a sheet of steel whose average grain size is less than or equal at 3.5 micrometers.

26. Process according to any one of claims 22 to 25, characterized in this said hot rolling is carried out with an end-of-rolling temperature less than 820 ° C.

27. A method of manufacturing structural parts, characterized in that one cutting at least one blank from a steel sheet according to any one of the Claims 1 to 17, or fabricated according to any of the claims 19 to 26, and deforming said at least one blank in a temperature range from from 20 ° to 900 ° C.

28. A method of manufacturing structural parts, characterized in that one welded at least one steel sheet according to one of claims 1 to 17 or fabricated according to any one of claims 19 to 26.

29. Use of a steel sheet according to any one of claims 1 at 17, or an article according to claim 18, or manufactured by a method according to Moon any of claims 19 to 28 for the manufacture of structure or reinforcement elements in the automotive field.