CA2949855A1 - Tole d'acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles - Google Patents

Tole d'acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles Download PDF

Info

Publication number
CA2949855A1
CA2949855A1 CA2949855A CA2949855A CA2949855A1 CA 2949855 A1 CA2949855 A1 CA 2949855A1 CA 2949855 A CA2949855 A CA 2949855A CA 2949855 A CA2949855 A CA 2949855A CA 2949855 A1 CA2949855 A1 CA 2949855A1
Authority
CA
Canada
Prior art keywords
sheet
temperature
rolled
steel
cold
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CA2949855A
Other languages
English (en)
Other versions
CA2949855C (fr
Inventor
Artem ARLAZAROV
Jean-Christophe HELL
Frederic Kegel
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ArcelorMittal SA
Original Assignee
ArcelorMittal SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ArcelorMittal SA filed Critical ArcelorMittal SA
Publication of CA2949855A1 publication Critical patent/CA2949855A1/fr
Application granted granted Critical
Publication of CA2949855C publication Critical patent/CA2949855C/fr
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C21D8/0489—Application of a tension-inducing coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

L'invention concerne une tôle d'acier doublement recuite dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en pourcentage du poids, 0,20% = C = 0,40%, 0,8% = Mn = 1,4%, 1,60% = Si = 3,00%, 0,015 = Nb = 0,150%, Al = 0,1 %, Cr = 1,0 %, S =0,006%, P = 0,030%, Ti = 0,05%, V = 0,05%, B =0,003%, N = 0,01 % le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure étant constituée, en proportions surfaciques, de 10 à 30 % d'austénite résiduelle, de 30 à 60% de martensite recuite, de 5 à 30% de bainite, de 10 à 30% de martensite fraîche et de moins de 10% de ferrite. Elle concerne aussi son procédé de fabrication ainsi que l'utilisation d'une telle tôle.

Description

TOLE D'ACIER DOUBLEMENT RECUITE A HAUTES CARACTERISTIQUES
MECANIQUES DE RESISTANCE ET DE DUCTILITE, PROCEDE DE
FABRICATION ET UTILISATION DE TELLES TOLES
La présente invention couvre la fabrication de tôles d'aciers doublement recuite à haute résistance, présentant simultanément une résistance mécanique et une capacité de déformation permettant de réaliser des opérations de mise en forme à froid. L'invention concerne plus précisément des aciers présentant une résistance mécanique supérieure ou égale à 980 MPa, présentant une limite d'élasticité supérieure ou égale à 650 MPa, un allongement uniforme supérieur ou égal à 15%, un allongement à rupture supérieur ou égal à 20%.
La forte demande de réduction d'émissions de gaz à effet de serre, associée à la croissance des exigences de sécurité automobile et les prix du carburant ont poussé les constructeurs de véhicules terrestres à moteur à
utiliser de plus en plus d'aciers à résistance mécanique améliorée dans la carrosserie afin de réduire l'épaisseur des pièces et donc le poids des véhicules tout en maintenant les performances de résistance mécanique des structures. Dans cette perspective, les aciers alliant une résistance élevée à une formabilité
suffisante pour la mise en forme sans apparition de fissures prennent une importance grandissante. Il a ainsi été proposé, dans le temps et de manière successive, plusieurs familles d'aciers offrant divers niveaux de résistance mécanique.
Ces familles comprennent les aciers DP pour Dual Phase, les aciers TRIP pour Transformation lnduced Plasticity, les aciers Multiphasés voire les aciers à
basse densité (FeAI).
Afin de répondre à cette demande de véhicules de plus en plus légers, il est donc nécessaire d'avoir des aciers de plus en plus résistant pour compenser la baisse d'épaisseur. Cependant, il est connu que dans le domaine des aciers au carbone, une augmentation de la résistance mécanique s'accompagne généralement d'une perte de ductilité. En outre, les constructeurs de véhicules terrestres à moteur définissent des pièces de plus en plus complexes qui nécessitent des aciers présentant des niveaux élevés de ductilité.
2 On a pu prendre connaissance du brevet EP1365037A1 faisant état d'un acier contenant les composants chimiques suivants, en `)/0 en masse, C : de 0,06 à
0,25 % Si + AI: de 0,5 à 3 % Mn : de 0,5 à 3 % P : 0,15 ou moins, S : 0,02 %
ou moins, et contenant en outre éventuellement au moins un des composants suivants en % en masse: Mo: 1 % ou moins, Ni : 0,5 % ou moins, Cu : 0,5 % ou moins, Cr: 1 % ou moins, Ti : 0,1 % ou moins, Nb : 0,1 % ou moins, V: 0,1 % au moins, Ca : 0,003 % ou moins, et/ou REM : 0,003 % ou moins associé à une microstructure composée principalement de martensite revenue ou de bainite revenue représentant 50 % ou plus en proportion surfacique, ou de martensite revenue ou bainite revenue qui représente 15 % ou plus en ce qui concerne un facteur d'encombrement par rapport à la structure entière et comprenant en outre de la ferrite, la martensite revenue ou la bainite revenue et une structure de seconde phase comprenant l'austénite revenue qui représente de 3 à 30 % en proportion surfacique et comprenant en outre éventuellement de la bainite et/ou de la martensite, l'austénite résiduelle ayant une concentration C (C gamma R) de 0,8 % ou plus. Cette demande de brevet ne permet pas d'atteindre des niveaux de résistance suffisamment élevés et nécessaires pour réduire considérablement les épaisseurs et donc le poids des tôles utilisées dans l'industrie automobile par exemple.
D'autre part, on a connaissance du brevet US20110198002A1 qui présente un acier à haute résistance et revêtu à chaud avec une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa, un allongement supérieur à 13% et une expansion de trou supérieure à 50% ainsi que le procédé de fabrication de cet acier à
partir de la composition chimique suivante : 0.05-0,5% de carbone, 0.01-2,5% de silicium, 0.5-3,5% de manganèse, 0,003-0,100% de phosphore, jusque 0,02% de soufre, et 0,010-0.5% d'aluminium, le reste étant des impuretés. La microstructure de cet acier comprend en termes de proportions surfaciques 0-10% de ferrite, 0-10% de martensite, et 60-95% de martensite revenue et contenant, en proportions déterminées par diffraction de rayons X: 5-20% d'austénite résiduelle.
Néanmoins, les ductilités atteintes par les aciers selon cette invention sont faibles et cela nuit à la mise en forme de la pièce à partir du produit obtenu à
partir des enseignements de cette demande.
3 Enfin, on connait aussi la publication fatigue strength of newly developed high-strength low alloy TRIP-aided steels with good hardenability" presentant l'étude d'un acier avec la composition suivante : 0,4%C, 1,5%Si, 1,5%Mn, 0-1,0%Cr, 0-0,2%Mo, 0,05%Nb, 0-18ppm B pour application automobile. Cet acier présente un très bon comportement en fatigue, surpassant celui des aciers conventionnels.
Ce comportement étant d'autant plus marqué avec des ajouts de B, Cr et Mo. La microstructure de cet acier présente un effet TRIP avec une forte teneur d'austénite résiduelle métastable qui supprime les pré-fissures et leur propagation du fait de la décontrainte plastique et de la formation de martensite lors de la transformation à partir de l'austénite. Cet article divulgue une méthode de production d'aciers présentant d'excellents compromis résistance-ductilité
mais les compositions chimiques divulguées ainsi que les méthodes de production ne sont non seulement pas compatibles avec une production industrielle mais elles donneront lieu à des difficultés de revêtabilité.
Le but de la présente invention est de résoudre les problèmes évoqués ci-dessus.
Elle vise à mettre à disposition un acier laminé à froid présentant une résistance mécanique supérieure ou égale à 980 MPa, une limite d'élasticité supérieure ou égale à 650 MPa conjointement avec un allongement uniforme supérieur ou égal à
15%, un allongement à rupture supérieur ou égal à 20% ainsi que son procédé de fabrication. L'invention vise également à mettre à disposition un acier avec une aptitude à être produit de manière stable.
A cet effet, l'invention a pour objet une tôle d'acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en pourcentage du poids, 0,20% 5 C 5 0,40%, préférentiellement 0,22% 5 C 5 0,32%, 0,8% 5. Mn 5 1,4% , préférentiellement 1,0% 5 Mn 5 1,4%, 1,60% 5 Si 5 3,00%, préférentiellement 1,8% 5 Si 5 2,5%, 0,015 5 Nb 5 0,150% , préférentiellement 0,020% 5 Nb 5 0,13%, Al 5 0,1 %, Cr 5 1,0 % , préférentiellement Cr 5 0,5%, S 50,006%, P 5 0,030%, Ti 5 0,05%, V 5 0,05% , Mo<0,03 A, B 50,003% , N 5 0,01% , le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure étant constituée, en proportions surfaciques, de 10 à 30 %
4 d'austénite résiduelle, de 30 à 60% de martensite recuite, de 5 à 30% de bainite, de 10 à 30% de martensite fraîche et de moins de 10% de ferrite.
De manière préférentielle, la tôle d'acier selon l'invention comporte un revêtement de Zinc ou d'alliage de zinc ou encore un revêtement d'Al ou d'alliage d'Al.
Ces revêtement pouvant ou non être alliés au fer, on parlera de tôle galvanisée (GI/GA) Idéalement les tôles selon l'invention présentent un comportement mécanique tel que la résistance mécanique est supérieure ou égale à 980 MPa, la limite d'élasticité est supérieure ou égale à 650 MPa, l'allongement uniforme supérieur ou égal à 15% et l'allongement à rupture supérieur ou égal à 20%.
L'invention a aussi pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à froid, doublement recuite et optionnellement revêtue comprenant les étapes successives suivantes :
- on approvisionne un acier de composition selon l'invention - on coule ledit acier sous forme de demi-produit, puis -on porte ledit demi-produit à une température Trech comprise entre 1100 C
et 1280 C pour obtenir un demi-produit réchauffé, puis - on lamine à chaud ledit demi-produit réchauffé, la température de fin de laminage à chaud Tfl étant supérieure ou égale à 900 C pour obtenir une tôle laminée à chaud, puis, - on bobine ladite tôle laminée à chaud à une température Tbob comprise entre 400 et 600 C pour obtenir une tôle laminée à chaud bobinée, puis, - on refroidit ladite tôle laminée à chaud bobinée jusqu'à la température ambiante, puis, - on débobine et on décape ladite tôle laminée à chaud bobinée, puis, - on lamine à froid ladite tôle laminée à chaud avec un taux de réduction compris entre 30 et 80% de façon à obtenir une tôle laminée à froid, puis,
5 PCT/1B2015/000651 -on recuit une première fois ladite tôle laminée à froid en la réchauffant à
une vitesse Vci comprise entre 2 et 50 C/s jusqu'à une température Tsoakingl comprise entre TS1= 910,7 ¨ 431,4*C ¨ 45,6*Mn + 54,4*Si ¨ 13,5*Cr + 52,2*Nb, les teneurs étant exprimées en pourcentage du poids, et 950 C, pendant une 5 durée I.
,soakingl comprise entre 30 et 200 secondes, puis :
- on refroidit ladite tôle en la soumettant à un refroidissement jsuqu'à la température ambiante à une vitesse supérieure ou égale à 30 C/s, puis, - on recuit une seconde fois ladite tôle en la réchauffant à une vitesse comprise entre 2 et 50 C/s jusqu'à une température Tsoaking2 comprise entre Ac1 et TS2=906,5 ¨ 440,6*C ¨ 44,5*Mn + 49,2*Si ¨ 12,4*Cr + 55,9*Nb, pendant une durée I.
,soaking2 comprise entre 30 et 200 secondes, puis, - on refroidit ladite tôle en la soumettant à un refroidissement à une vitesse supérieure ou égale à 30 C/s jusqu'à la température de fin de refroidissement ToA comprise entre 420 C et 480 C, puis, - on maintient ladite tôle dans la plage de température allant de 420 à 480 C
pendant une durée toA comprise entre 5 et 120 secondes, puis, - optionnellement on dépose un revêtement sur ladite tôle avant de refroidir ladite tôle jusqu'à l'ambiante.
Dans un mode préféré, on effectue un recuit dit base de ladite tôle laminée à
chaud bobinée avant laminage à froid de telle sorte que la tôle soit chauffée puis maintenue à une température comprise entre 400 C et 700 C pendant une durée comprise entre 5 et 24 heures, De manière préférentielle, on maintient la tôle à la température de fin de refroidissement ToA de manière isotherme entre 420 et 480 C entre 5 et 120 secondes.
Préférentiellement, la tôle laminée à froid, doublement recuite est ensuite laminée à froid avec un taux de laminage à froid compris entre 0,1 et 3% avant dépôt d'un
6 revêtement.
Dans un mode préféré, la tôle doublement recuite est finalement chauffée à une température de maintien Tbase comprise entre 150 C et 190 C pendant un temps de maintien tbase compris entre 10h et 48h.
Préférentiellement, à l'issue du maintien à ToA la tôle est revêtue au trempé
dans un bain liquide d'un des éléments suivants : Al, Zn, alliage d'Al ou alliage de Zn.
La tôle selon l'invention, laminée à froid, doublement recuite et revêtue, ou fabriquée par un procédé selon l'invention sert pour la fabrication de pièces pour véhicules terrestres à moteur.
D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront au cours de la description ci-dessous Selon l'invention, la teneur en carbone, en poids, est comprise entre 0,20 et 0,40%. Si la teneur en carbone de l'invention est au-dessous de 0,20% en poids, la résistance mécanique devient insuffisante et la fraction d'austénite résiduelle est toujours insuffisante et pas assez stable pour atteindre un allongement uniforme supérieur à 15%. Au-delà de 0,40%, la soudabilité devient de plus en plus réduite car on forme des microstructures de faible ténacité dans la Zone Affectée Thermiquement (ZAT) ou dans la zone fondue en cas de soudage par résistance. Selon un mode préféré, la teneur en carbone est comprise entre 0,22 et 0,32%. Au sein de cette plage, la soudabilité est satisfaisante, la stabilisation de l'austénite est optimisée et la fraction de martensite fraîche est dans la gamme visée de l'invention.
Le manganèse est, selon l'invention compris entre 0,8 et 1,4%, c'est un élément durcissant par solution solide de substitution, il stabilise l'austénite et abaisse la température de transformation Ac3. Le manganèse contribue donc à
une augmentation de la résistance mécanique. Selon l'invention, une teneur
7 minimale de 0,8% en poids est nécessaire pour obtenir les propriétés mécaniques désirées. Cependant, au-delà de 1,4%, son caractère gammagène conduit à un ralentissement de la cinétique de transformation bainitique ayant lieu lors du maintien à la température de fin de refroidissement TIDA et la fraction de bainite est toujours insuffisante pour atteindre une résistance d'élasticité supérieure à

MPa. A titre préférentiel on choisit un intervalle de teneur en manganèse compris entre 1,0% et 1,4%, on combine ainsi une résistance mécanique satisfaisante sans accroître le risque de diminuer la fraction de bainite et donc de diminuer la résistance élastique, ni d'augmenter la trempabilité dans les alliages soudés, ce qui nuirait à la capacité au soudage de la tôle selon l'invention.
Le silicium doit être compris entre 1,6 et 3,0%. Dans cette fourchette, la stabilisation de l'austénite résiduelle est rendue possible par l'addition de silicium qui ralentit considérablement la précipitation des carbures lors du cycle de recuit et plus particulièrement lors de la transformation bainitique. Ceci provient du fait que la solubilité du silicium dans la cémentite est très faible et que cet élément augmente l'activité du carbone dans l'austénite. Toute formation de cémentite sera donc précédée d'une étape de rejet de Si à l'interface. L'enrichissement de l'austénite en carbone mène donc à sa stabilisation à la température ambiante sur la tôle d'acier doublement recuite et revêtue. Par la suite, l'application d'une contrainte extérieure, de mise en forme par exemple, va conduire à la transformation de cette austénite en martensite. Cette transformation a pour résultat d'améliorer aussi la résistance à l'endommagement. Le silicium est également un élément fortement durcissant par solution solide et permet donc d'atteindre les résistances élastiques et mécaniques visées par l'invention.
Au regard des propriétés visées par l'invention, une addition de silicium en quantité
supérieure à 3,0% va promouvoir sensiblement la ferrite et la résistance mécanique visée ne serait pas atteinte, de plus on formerait des oxydes fortement adhérents qui mèneraient à des défauts de surface et à une non adhérence du revêtement en Zinc ou en alliage de Zinc. La teneur minimale doit aussi être fixée à 1,6% en poids pour obtenir l'effet stabilisant sur l'austénite. De manière
8 préférentielle, la teneur en silicium sera comprise entre 1,8 et 2,5% afin d'optimiser les effets susmentionnés.
La teneur en chrome doit être limitée à 1,0 %, cet élément permet de contrôler la formation de ferrite pro-eutectoïde au refroidissement lors des recuits à partir de ladite température de maintien Tsoakingl ou Tsoaking2, car cette ferrite, en quantité élevée diminue la résistance mécanique nécessaire à la tôle selon l'invention. Cet élément permet en outre de durcir et d'affiner la microstructure bainitique. Cependant, cet élément ralentit considérablement la cinétique de la transformation bainitique. Néanmoins pour des teneurs supérieures à 1,0 `)/0, la fraction de bainite est toujours insuffisante pour atteindre une limite d'élasticité
supérieure à 650 MPa.
Le nickel et le cuivre ont des effets sensiblement similaires à celui du manganèse. Ces deux éléments seront en teneurs résiduelles à savoir 0.05 %
pour chaque élément mais uniquement car leurs coûts sont beaucoup plus élevés que celui du manganèse.
La teneur en aluminium est limitée à 0,1% en poids, cet élément est un puissant alphagène favorisant la formation de ferrite. Une teneur élevée en aluminium augmenterait le point Ac3 et rendrait ainsi le procédé industriel couteux en termes d'apport énergétique au recuit. On considère, en outre, que des teneurs élevées en aluminium accroissent l'érosion des réfractaires et le risque de bouchage des busettes lors de la coulée de l'acier en amont du laminage. De plus l'aluminium ségrége négativement et, il peut mener à des macro-ségrégations.
En quantité excessive, l'aluminium diminue la ductilité à chaud et augmente le risque d'apparition de défauts en coulée continue. Sans un contrôle poussé des conditions de coulée, les défauts de type micro et macro ségrégation donnent, in fine, une ségrégation centrale sur la tôle d'acier recuite. Cette bande centrale sera plus dure que sa matrice circonvoisine et nuira à la formabilité du matériau.
Le soufre doit être inférieur à 0,006%, au-delà, la ductilité est réduite en raison de la présence excessive de sulfures tels que MnS, dits sulfures de manganèse, qui diminuent l'aptitude à la déformation.
9 Le phosphore doit être inférieur à 0,030%, c'est un élément qui durcit en solution solide mais qui diminue considérablement la soudabilité par points et la ductilité à chaud, particulièrement en raison de son aptitude à la ségrégation aux joints de grains ou à sa tendance à la co-ségrégation avec le manganèse. Pour ces raisons, sa teneur doit être limitée à 0,030% afin d'obtenir une bonne aptitude au soudage par points.
Le niobium doit être compris entre 0,015 et 0,150%, c'est un élément de micro-alliage qui a la particularité de former des précipités durcissant avec le carbone et/ou l'azote. Ces précipités, déjà présents lors de l'opération de laminage à chaud, retardent la recristallisation lors du recuit et affinent donc la microstructure, ce qui permet de contribuer au durcissement du matériau. Il permet en outre d'améliorer les propriétés d'allongement du produit, en permettant des recuits à hautes température sans abaissement des performances d'allongement par un effet d'affinement des structures. La teneur en niobium doit néanmoins être limitée à 0,150% pour éviter des efforts de laminage à chaud trop importants. En outre, au-delà de 0,150%, un effet saturant est attendu sur les effets positifs du Niobium notamment sur l'effet durcissant par affinement de la microstructure. D'autre part, la teneur en niobium doit être supérieure ou égale à
0,015% ce qui permet d'avoir un durcissement de la ferrite lorsque celle-ci est présente et un tel durcissement est recherché et également un affinement suffisamment important pour une plus grande stabilisation de l'austénite résiduelle et ainsi garantir un allongement uniforme dans la visée de l'invention, préférentiellement la teneur en Nb est comprise entre 0,020 et 0,13 pour optimiser les effets susmentionnés.
Les autres éléments de micro-alliage tels que le titane et le vanadium sont limités à une teneur maximale de 0,05% car ces éléments possèdent les mêmes avantages que le niobium mais ils ont la particularité de réduire plus fortement la ductilité du produit.
L'azote est limité à 0,01% afin d'éviter des phénomènes de vieillissement du matériau et de minimiser la précipitation de nitrures d'aluminium (AIN) lors de la solidification et donc de fragiliser le demi-produit.
Le bore et molybdène sont à des niveaux d'impuretés soit, à des teneurs inférieures individuellement inférieures à 0,003 pour le bore et 0,03 pour le Mo.
Le reste de la composition est constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Selon l'invention, la microstructure de l'acier après le premier recuit doit contenir, en proportion surfaciques, moins de 10% de ferrite polygonale, le reste de la microstructure étant composée de martensite fraîche ou revenue. Si la teneur en ferrite polygonale est supérieure à 10%, la résistance mécanique et la limite d'élasticité de l'acier après le second recuit sera inférieure à 980 MPa et 650 MPa respectivement. En outre, une teneur en ferrite polygonale supérieure à
10%
10 à
l'issue du premier recuit entrainera une teneur en ferrite polygonale à
l'issue du second recuit supérieure à 10% ce qui mènerait à une limite d'élasticité et une résistance mécanique trop basses par rapport aux visées de l'invention.
La microstructure de l'acier après le second recuit doit contenir, en proportions surfaciques, de 10 à 30% d'austénite résiduelle. Si la teneur en austénite résiduelle est inférieure à 10%, l'allongement uniforme sera inférieur à
15% car l'austénite résiduelle sera trop stable et ne pourra pas se transformer en martensite lors de sollicitations mécaniques amenant un gain significatif sur l'écrouissage de l'acier retardant de fait l'apparition de la striction qui se traduit par une hausse de l'allongement uniforme. Si la teneur en austénite résiduelle est supérieure à 30%, l'austénite résiduelle sera instable car pas assez enrichie en carbone lors du second recuit et du maintien à la température de fin de refroidissement ToA, et la ductilité de l'acier après le second recuit en sera réduite, ce qui mènera à un allongement uniforme inférieur à 15% et/ou un allongement total inférieur à 20%.
En outre, l'acier selon l'invention, après le second recuit doit contenir, en proportions surfaciques, de 30 à 60% de martensite recuite, qui est une martensite issue du premier recuit, recuite lors du second recuit et qui se distingue d'une martensite fraîche par une quantité de défauts cristallographiques plus faible, et qui se distingue d'une martensite revenue par l'absence de carbures au sein de ses lattes. Si la teneur en martensite recuite est inférieure à 30%, la ductilité de l'acier sera trop faible car la teneur en austénite résiduelle sera trop faible car pas assez enrichie en Carbone et la teneur en martensite fraîche sera de fait trop
11 importante ce qui amène à un allongement uniforme inférieure à 15%. Si la teneur en martensite recuite est supérieure à 60%, la ductilité de l'acier sera trop faible car l'austénite résiduelle sera trop stable et ne pourra pas se transformer en martensite sous l'effet de sollicitations mécaniques, ce qui aura pour effet de diminuer la ductilité de l'acier selon l'invention, et mènera à un allongement uniforme inférieur à 15% et/ou un allongement total inférieur à 20%.
Toujours selon l'invention, la microstructure de l'acier après le second recuit doit contenir, en proportions surfaciques, de 5 à 30% de bainite. La présence de bainite dans la microstructure est justifiée par le rôle qu'elle tient dans l'enrichissement en carbone de l'austénite résiduelle. En effet, lors de la transformation bainitique et grâce à la présence de Silicium en quantité
importante, le carbone est redistribué de la bainite vers l'austénite ce qui a pour effet de stabiliser cette dernière à température ambiante. Si la teneur en bainite est inférieure à 5%, l'austénite résiduelle ne sera pas assez enrichie en Carbone et cette dernière ne sera pas assez stable, ce qui favorisera la présence de martensite fraîche qui entrainera une baisse significative de la ductilité.
.L'allongement uniforme sera alors inférieur à 15%. Si la teneur en bainite est supérieure à 30%, cela mènera à une austénite résiduelle trop stable qui ne pourra pas se transformer en martensite sous l'effet de sollicitations mécaniques, ce qui aura pour effet de mener à un allongement uniforme inférieur à 15%
et/ou un allongement total inférieur à 20%.
Enfin, l'acier selon l'invention et après le second recuit doit contenir, en proportions surfaciques, de 10 à 30% de martensite fraîche. Si la teneur en martensite fraîche est inférieure à 10% la résistance mécanique de l'acier sera inférieure à 980 MPa. Si elle est supérieure à 30%, la teneur en austénite résiduelle sera trop faible et l'acier ne sera pas assez ductile, en outre, l'allongement uniforme sera inférieur à 15%.
La tôle selon l'invention pourra être fabriquée par tout procédé adapté.
12 On approvisionne tout d'abord un acier de composition selon l'invention. Puis, 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.
La température de réchauffage devra être entre 1100 et 1280 C. Les demi-produits coulés doivent être portés à une température Trech supérieure à 1100 C
pour obtenir un demi-produit réchauffé afin d'atteindre en tout point une température favorable aux déformations élevées que va subir l'acier lors du laminage. Cet intervalle de température permet également d'être dans le domaine austénitique et d'assurer la dissolution complète des précipités issus de la coulée.
Cependant, si la température Trech est supérieure à 1280 C, les grains austénitiques croissent de façon indésirable et mèneront à une structure finale plus grossière et les risques de défauts de surface liés à la présence d'oxyde liquide sont accru. Il est bien sûr également possible de laminer à chaud directement après la coulée sans réchauffer la brame.
On lamine ensuite à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est totalement austénitique : si la température de fin de laminage Tfi est inférieure à 900 C, les efforts de laminage sont très importants pouvant entrainer des consommations énergétiques importantes voire des casses de laminoir. Préférentiellement, on respectera une température de fin de laminage supérieure à 950 C afin de garantir le laminage dans le domaine austénitique et donc de limiter les efforts de laminage.
On bobine ensuite le produit laminé à chaud à une température Tbob comprise entre 400 et 600 C. Cette gamme de température permet d'obtenir des transformations ferritiques, bainitiques ou perlitiques pendant le maintien quasi-isotherme associé au bobinage suivi d'un refroidissement lent afin de minimiser la fraction de martensite après refroidissement. Une température de bobinage supérieure à 600 C conduit à la formation d'oxydes de surface non désirés.
Lorsque la température de bobinage est trop basse, en dessous de 400 C, la dureté du produit après refroidissement est augmentée, ce qui augmente les efforts nécessaires lors du laminage à froid ultérieur.
On décape ensuite si nécessaire le produit laminé à chaud selon un procédé connu en lui-même.
13 Optionnellement, on effectue un recuit base intermédiaire de la tôle laminée à chaud bobinée entre TRgi et TRB2 avec TRB1=400 C et TRB2=700 C pendant une durée comprise entre 5 et 24 heures. Ce traitement thermique permet d'avoir une résistance mécanique inférieure à 1000 MPa en tout point de la tôle laminée à
chaud, l'écart de dureté entre le centre de la tôle et les rives étant ainsi minimisé.
Ceci facilite considérablement l'étape suivante de laminage à froid par un adoucissement de la structure formée.
On effectue ensuite un laminage à froid avec un taux de réduction compris préférentiellement entre 30 et 80%.
On effectue ensuite le premier recuit du produit laminé à froid, préférentiellement au sein d'une installation de recuit continu, avec une vitesse moyenne de chauffage Vc comprise entre 2 et 50 C par seconde. En relation avec la température de recuit Tsoakingl , cette gamme de vitesse de chauffage permet d'obtenir une recristallisation et un affinement adéquat de la structure. En dessous de 2 C par seconde, on augmente considérablement les risques de décarburation de surface. Au dessus de 50 C par seconde, on ferait apparaître des traces de non recristallation et de carbures insolubles lors du maintien ce qui aurait pour effet de réduire la fraction d'austénite résiduelle et nuirait donc à la ductilité.
Le chauffage est effectué jusqu'à une température de recuit Tsoak,,g1 comprise entre la température TS1 et 950 C où TS1 = 910,7¨ 431,4*C ¨ 45,6*Mn + 54,4*Si ¨ 13,5*Cr + 52,2*Nb avec les températures en C et les compositions chimiques en pourcent massique, Lorsque Tsoakingl est inférieure à TS1, on promeut la présence de ferrite polygonale au delà de 10% et donc en dehors de la visée de l'invention. Inversement, si Tsoakingi est au dessus de 950 C, les tailles de grains austénitiques augmentent considérablement ce qui est dommageable pour l'affinement de la microstructure finale et donc pour les niveaux de limite d'élasticité qui se retrouverait en dessous de 650 MPa.
Une durée de maintien t -soakingl comprise entre 30 et 200 secondes à la température Tsoakingl permet la dissolution des carbures préalablement formés, et surtout une transformation suffisante en austénite. En dessous de 30 s la dissolution des carbures serait insuffisante. D'autre part, un temps de maintien supérieur à 200 s est difficilement compatible avec les exigences de productivité
14 des installations de recuit continu, en particulier la vitesse de défilement de la bobine. De plus, le même risque de grossissement de grain austénitique que dans le cas de Tsoakingl au dessus de 950 C apparaît, avec le même risque d'avoir une limite d'élasticité inférieure à 650 MPa. La durée de maintien t -soakingl est donc comprise entre 30 et 200 s.
A la fin du maintien du premier recuit, on refroidit la tôle jusqu'à
température ambiante, la vitesse de refroidissement Vrefl étant suffisamment rapide pour éviter la formation de la ferrite. A cet effet, cette vitesse de refroidissement est supérieure à 30 C/s, ce qui permet d'obtenir une microstructure avec moins de 10% de ferrite, le reste étant de la martensite. Préférentiellement, on privilégiera une microstructure entièrement martensitique à l'issue du premier recuit.
On effectue ensuite le second recuit du produit laminé à froid et recuit une première fois, préférentiellement au sein d'une installation de recuit continu de galvanisation, avec une vitesse moyenne de chauffage Vc supérieure à 2 C par seconde pour éviter les risques de décarburation de surface.
Préférentiellement, la vitesse moyenne de chauffage doit être inférieure à 50 C par seconde pour éviter la présence de carbures insolubles lors du maintien ce qui aurait pour effet de réduire la fraction d'austénite résiduelle.
Le chauffage est effectué jusqu'à une température de recuit Ts03iong2 comprise entre la température Ac1 = 728 ¨ 23,3*C ¨ 40,5*Mn + 26,9*Si + 3,3*Cr + 13,8*Nb et TS2 = 906,5 ¨ 440,6*C ¨ 44,5*Mn + 49,2*Si ¨ 12,4*Cr + 55,9*Nb avec les températures en C et les compositions chimiques en pourcent massique. Lorsque Tsoaking2 est inférieure à Ac1, on ne peut pas obtenir la microstructure visée par l'invention car seul le revenu de la martensite issue du premier recuit aurait lieu.
Lorsque Tsoaking2 est supérieure à TS2 la teneur en martensite recuite sera inferieure à 30% ce qui favorisera la présence d'une grande quantité de martensite fraiche dégradant de fait fortement la ductilité du produit.
Une durée de maintien t -soaking2 comprise entre 30 et 200 secondes à la température Tsoaking2 permet la dissolution des carbures préalablement formés, et surtout une transformation suffisante en austénite. En dessous de 30 s la dissolution des carbures peut être insuffisante. D'autre part, un temps de maintien
15 PCT/1B2015/000651 supérieur à 200 s est difficilement compatible avec les exigences de productivité
des installations de recuit continu, en particulier la vitesse de défilement de la bobine. De plus, le même risque de grossissement de grain austénitique que dans le cas de -soaking 1 au delà de 200s apparaît, avec le même risque d'avoir une limite 5 d'élasticité inférieure à 650 MPa. La durée de maintien t -soaking2 est donc comprise entre 30 et 200 s.
A la fin du maintien du second recuit, on refroidit la tôle jusqu'à atteindre une température de fin de refroidissement ToA comprise entre T0m=420 C et ToA2=480 C, la vitesse de refroidissement Vref2 étant suffisamment rapide pour 10 éviter la formation massive de la ferrite i.e. une teneur supérieure à
10%. A cet effet, cette vitesse de refroidissement est supérieure à 20 C par seconde.
La température de fin de refroidissement doit être comprise entre T0m=420 C
et ToA2=480 C. En dessous de 420 C, la bainite formée sera dure et cela risque de nuire à la ductilité qui pourrait être inférieure à 15% pour l'allongement 15 uniforme, de plus, cette température est trop basse pour le cas où l'on souhaite entrer dans un bain de Zn qui est généralement à 460 C, on refroidirait donc en continu le bain. Si la température ToA est supérieure à 480 C, on risque de précipiter de la cementite, phase carburée qui va diminuer le carbone disponible pour stabiliser l'austénite. De plus, en cas de revêtement galvanisé au trempé, on risquerait de faire évaporer du Zn liquide tout en perdant le contrôle de la réaction entre le bain et l'acier si on est trop haut en température, soit au dessus de Le temps de maintien toA dans la gamme de température ToAl ( C) à TOA2 ( C) doit être compris entre 5 et 120 secondes afin de permettre la transformation bainitique et ainsi la stabilisation de l'austénite par enrichissement en carbone de ladite austénite. Elle doit aussi être supérieure à 5 s de façon à garantir une teneur en bainite conforme à l'invention sans quoi la limite d'élasticité serait inférieure à
650 MPa. Elle doit aussi être inférieure à 120 s pour limiter la teneur en bainite à
30% comme visée dans l'invention sans quoi la teneur en austénite résiduelle serait inférieure à 10% et la ductilité de l'acier serait trop faible, ce qui se manifesterait par un allongement uniforme inférieur à 15% et/ou un allongement total inférieur à 20%.
16 A la fin de ce maintien entre Tom ( C) et ToA2 ( C), on revêt la tôle doublement recuite d'un dépôt de Zinc ou d'alliage de Zinc (la teneur en Zn en pourcentage massique étant majoritaire) par revêtement au trempé à chaud avant refroidissement à l'ambiante. Préférentiellement, on pourra aussi revêtir de Zinc ou d'alliage de Zinc par tout procédé électrolytique ou physico-chimique connus en eux-mêmes la tôle recuite nue. Un revêtement à base d'aluminium ou d'alliage à base d'aluminium (la teneur en Al en pourcentage massique étant majoritaire) peut aussi être déposé par trempe à chaud.
On effectue ensuite, préférentiellement, un traitement thermique de post recuit base sur la tôle laminée à froid et doublement recuite et revêtue, à
une température de maintien Tbase comprise entre 150 C et 190 C pendant un temps de maintien tbase compris entre 10h et 48h afin d'améliorer la limite d'élasticité et la pliabilité. Ce traitement sera appelé : post recuit base.
La présente invention va maintenant être illustrée à partir des exemples, non limitatifs, suivants.
Exemples On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral. Le tableau 1 indique la composition chimique de l'acier ayant servi à la fabrication des tôles des exemples.
Acier C Mn Si Al Cr Mo Cu Ni V Nb S P B Ti N Ae1 TS1 TS2 A 0,26 1,3 2,12 0,027 0,002 0,002 0,005 0,006 0,002 0 124 0,0027 0,019 0,0005 0,0041 0,002 728 B 0,28 1,17 1,99 0,03 0,003 0,003 0,007 0,008 0,003 0 017 0,0036 0,014 D,0004 0,007 0,0014 727 844 C 0,29 1,17 1,98 0,029 0,003 0,003 0,007 0,008 0,003 0 068 0,0036 0,014 0,0004 0,0060,0016 728 845 D 0,21 1 25 3 04 0,023 0,004 0,005 0,005 0,004 0,002 0 00 0,0033 0,018 0,0006 0,004 0,0015 754 927 E 0 19 1 68 1 55 0,053 0,024 0,006 0,007 0,017 0,004 0 001 0,002 0,009 0,0007 0,003 0,004 697 836 Tableau 1 : Compositions chimiques ( /0 poids) et températures critiques Ae1, TS1 et TS2 étant en C.
Les références D et E du tableau 1 désignent des aciers dont les compositions ne sont pas conformes à l'invention. Les teneurs non conformes à
l'invention sont soulignées.
17 On note notamment que les références D et E ne sont pas conformes à
l'invention car leurs compositions sont exemptes de Niobium, ce qui limitera la limite d'élasticité et la résistance mécanique de la tôle finale par l'absence de durcissement par précipitation.
On note également que les références D et E ne sont pas conformes à
l'invention car leurs teneurs en Silicium sont en dehors de la fourchette visée. Au-delà de 3,00% le silicium va promouvoir une quantité de ferrite trop importante et la résistance mécanique visée ne serait pas atteinte. En deçà de 1,60% en poids, la stabilisation de l'austénite résiduelle ne sera pas assez importante pour obtenir la ductilité souhaitée.
On note encore que la référence E est non conforme à l'invention car la teneur en carbone est inférieure à la visée ce qui limitera la résistance finale et la ductilité de la tôle. De plus, la teneur en Mn est trop élevée, ce qui limitera la quantité finale de bainite dans la tôle, ce qui aura pour effet de limiter la ductilité
de la tôle par une présence trop importante de martensite fraîche.
Des tôles correspondant aux compositions ci-dessus ont été produites suivant des conditions de fabrication rassemblées dans le tableau 2.
A partir de ces compositions, certains aciers ont fait l'objet de différentes conditions de recuit. Les conditions avant laminage à chaud sont identiques avec un réchauffage compris entre 1200 C et 1250 C, une température de fin de laminage comprise entre 930 C et 990 C et un bobinage compris entre 540 C et 560 C. Les produits laminés à chaud sont ensuite tous décapés puis, directement laminés à froid avec un taux de réduction compris entre 50 et 70 %.
Le tableau 2 indique aussi les conditions de fabrication des tôles recuites après laminage à froid avec les dénominations suivantes :
¨ température de réchauffage : Trech ¨ température de fin de laminage : Tfi ¨ température de bobinage : TBoB
¨ taux de réduction au laminage à froid ¨ vitesse de chauffe au premier recuit : Vc1
18 ¨ température de maintien au premier recuit : Tsoaking 1 ¨ temps de maintien au premier recuit à Tsoaking 1 : .soaking 1 ¨ vitesse de refroidissement au premier recuit : Vren ¨ vitesse de chauffe au deuxième recuit : VC2 ¨ température de maintien au deuxième recuit : Tsoaking2 ¨ temps de maintien au deuxième recuit à Tsoakingi: . t soaking2 ¨ vitesse de refroidissement au deuxième recuit : Vref2 ¨ température de fin de refroidissement TOA
¨ temps de maintien à la température TOA tOA
¨ les températures calculées Ac1, TS1 et TS2 (en C) -¨
_ 0 I Taux de Tree Tapa %ici ,soaking tseakingi Vrepi 'tic-2 TSoaking tspeldre Vrer2 "

Acier ID rH rC) réduction õ
T0A rC) tilt (s) Acl TS1 TS2 ( cm) , , , . A A 1 1240 963 551 62 15 900 120 800 15 770 120 95 460 15 726 862 847 .-...1 ¨I
ok I A 4_2 1240 963 551 62 un _ ¨ ' (1) : A 43 1240 963 551 62 So _ -C I -r\.) A 4_4 1240 963 551 62 15 900 120 800 15 770 120 95 450 30 728 862 847 _ -A A 5 1240 963 651 62 15 $(18_ 120 800 15 _ , _ _.
-A A_6 1240 963 551 =

==ii ! B B _1 1245 951 546 59 O ; "
- -= ; B 13_2 1245 951 546 59 - -B. 0 B_3 1245 961 546 59.16 840 120 800 15 770 120 95 460 30 728 845 829 p, - _ (713 I B B_4 1245 951 546 59 15 840 120 800 16. na 120 95 450 30 728 845 829 .
vz 0, c , C C -1 1245 951 546 59 Pe a . C C_2 1245 951 546 59 ' , (D __ - -i--µ
, cn 1 C C_3 1246 951 546 59 , (i) . C C_4 1245 951 546 59 15etIQ 120 800 15 790 120 95 450 30 726 846 830 3 _ _ 7-.3 ' C C 5 1245 951 546 59 -- - _ 15 , cn i D DI 1243 965 553 61.5 15 ?IQ 120 800 15 800 120 95 460 30 754 927 907 - . --,- 1 D D 2 1243 965 553 61.5 15 850 120 800 -(te= ' CD, , -_- - 95 5_ 52 _ 16 870 120 800 5 820 87 36 450 25 697 837 825 -sO
n F 13 1 E E_2 1210 962 541 52 15 870 120 800 5 ng 87 36 450 25 697 837 825 y z ' -00 : E E 3 1210 952 541 52 16 870 120 800 5 _ 1, U) E E_4 1210 952 641 52 15 370 120 800 5 860 87 36 450 25 697 837 825 un 1 E E_5 1210 952 541 62 15 870 120 800" 3 ID
cr I E E_6 1.210 962 541 52 un Les références A5 à A6, B1 à B4, C2 à C5, D1 et D2, El à E6 du tableau 2 désignent les tôles d'acier fabriquées selon des conditions non conformes à
l'invention à partir d'aciers dont les compositions sont données dans le tableau 1.
Les paramètres non conformes à l'invention sont soulignés.
5 On note que les références A5, A6, B2 à B4, C2 à C4, D1 et D2 sont non conformes à l'invention car la température de maintien au premier recuit Tsoakingl est inférieure à la température calculée TS1, ce qui favoriserait une grande quantité de ferrite au premier recuit limitant ainsi la résistance mécanique de la tôle après le second recuit.
10 On note également que les références E2, E3 et E4 sont non conformes à
l'invention de par leur composition chimique et par le fait que la température de maintien au second recuit Tsoaking2 est supérieure à la température calculée TS2, ce qui aura pour effet de diminuer la quantité de martensite recuite après le second recuit, limitant la ductilité finale de la tôle en raison d'une quantité de 15 martensite fraîche trop importante.
On note encore que la référence B1 est non conforme ,à l'invention car la température TQA est en dehors de la gamme 420 C ¨ 480 C, ce qui limitera la quantité d'austénite résiduelle après le second recuit et limitera donc la ductilité de la tôle.
20 On note également que la référence C5 est non conforme à l'invention car seul un unique recuit, conforme à l'invention et aux revendications du second recuit, a été appliqué à la tôle. L'absence du premier recuit conduit à
l'absence de martensite recuite dans la microstructure ce qui limite fortement la limite d'élasticité et la résistance mécanique finales de la tôle.
On note enfin que les deux références E5 et E6 sont non conformes à
l'invention la vitesse de refroidissement au second recuit V
- Ref2 est inférieure à
C/s ce qui favorise la formation de la ferrite au refroidissement, ce qui aura pour effet de réduire la limite d'élasticité et la résistance mécanique de la tôle.
Les exemples Al à A4, Cl sont ceux selon l'invention.
30 On mesure ensuite les propriétés mécaniques en utilisant une éprouvette de type ISO 12,5x50 et les teneurs de chacune des phases présentes dans les microstructures élaborées par coupe transversale du matériau à partir des compositions chimiques données dans le tableau 1 en suivant les procédés décrits dans le tableau 2. Les tractions uni-axiales permettant d'obtenir ces propriétés mécaniques sont faites dans le sens parallèle à celui du laminage à
froid.
Les teneurs de chacune des phases après chaque recuit et les propriétés mécaniques de traction obtenues ont été portées au tableau 3 ci-dessous avec les abréviations suivantes :
- %M1 : fraction surfacique de martensite après le premier recuit - %F1 : fraction surfacique de ferrite après le premier recuit - %M2 : fraction surfacique de martensite après le deuxième recuit - %F2 : fraction surfacique de ferrite après le deuxième recuit - %RA : fraction surfacique d'austénite résiduelle après le deuxième recuit - %AM : fraction surfacique de martensite recuite après le deuxième recuit - %B : fraction surfacique de bainite après le deuxième recuit - la limite d'élasticité : Re - la résistance mécanique : Rm - l'allongement uniforme : Al. Unif.
- Allongement total : Al. Total.

=
Total.
Acier ID %M1 %F1 %M2 %F2 %RA %AM %B
Re (MPa) Rm (MPa) Al. Unif. (%) AI. Re/Rm (%) A A_1 97 3 22 3 17 48 10 667 1000 20,6 24,1 0,67 _ A A_2 96 4 21 4 18 45 12 723 992 17,3 24,3 0,73 A A_3 97 3 17 3 19 46 15 671 984 22,3 28,3 0,68 A A_4 98 2 15 2 21 45 17 684 986 21,5 26,7 0,69 _ A A_5 59 41 22 4117 11 9 _ 496 1018 20,1 21,7 0,49 _ A A_6 6040 20 40 19 10 11 511 1007 21,5 23,3 0,51 B B_1 - 98 2 6 2 - 14 56 22 634 881 16,8 20,5 0,72 B B_2 86 14 8 ' 1416 48 14 682 925 24,7 30,7 0,74 B B_3 85 15 13 15 - 19 41 12 662 926 23,8 29,4 0,71 B B_4 84 16 18 16 i 19 36 11 679 917 25,8 31,3 0,74 C C_1 97 3 14 ' 3 18 53 12 694 981 23,2 29,0 0,71 C C_2 83 17 6 1717 45 15 714 905 13 7 16 6 0,79 C C_3 81 19 10 19 - 19 38 14 703 928 24,0 29,4 0,76 C C_4 81 19 19 1916 33 13 692 916 21,4 26,5 0,76 C C_5 - - 25 ' 48 - 15 - 12 469 850 17,4 22,2 0,55 D D_1 64 36 17 36 15 26 6 488 999 16,6 22,0 0,49 D D_2 63 37 18 37 14 22 9 500 1039 17,3 19 9 0,48 E E_1 98 2 8 14 - 21 31 26 600 893 16 20,6 0,67 E E_2 97 3 17 16 ' 18 15 34 550 899 18,8 23,5 0,61 E E_3 98 2 19 17 16 8 40 551 904 18,9 23,6 0,61 E E_4 96 415 19 15 3 48 483 872
19,7 25 0,55 E E_5 98 2 ' 13 21 14 43 9 472 925 16,9 20,5 0,51 E E_6 99 1 19 19 16 32 14 545 897 16,3 20,1 0,61 Tableau 3 : Fractions surfaciques de chacune des phases des microstructures et des propriétés mécaniques des références et de l'invention Les références A5 et A6, B1 à B4, C2 à C5, Dl et D2, El à E6 du tableau 3 désignent les tôles d'acier fabriquées selon des conditions décrites au tableau 2 à
partir d'aciers dont les compositions sont données au tableau 1. Les propriétés mécaniques et les fractions de phases non conformes à l'invention sont soulignées.
Les exemples Al à A4 et Cl sont ceux selon l'invention.
On note que les références A5, A6, pl et D2 sont non conformes à
l'invention car la limite d'élasticité est inférieure à 650 MPa, ce qui s'explique par un è forte quantité de ferrite à l'issue du premier recuit et une faiblè
fraction de martensite recuite à l'issue du second recuit, ce qui est du à une température de maintien Tsoakingl inférieure à la température calculée TS1.

I On note encore que les références B2 à B4 et C2 à C4 sont non ',conformes à l'invention car la résistance mécanique est inférieure à 980 MPa, ce qui s'explique par une quantité de ferrite supérieure à 10% après le premier recuit, ce i t. .

qui limitera la fraction de martensite fraîche à l'issue du second recuit, ce qui est du à une température de maintien Tsoakingl inférieure à la température calculée TS1.
On note également que la référence B1 est non conforme à l'invention car la limite d'élasticité est inférieure à 650 MPa et la résistance mécanique est inférieure à 980 MPa, ce qui s'explique par une quantité de martensite fraîche trop faible à l'issue du second recuit, ce qui est du à une température de fin de refroidissement ToA inférieure à 420 C.
On note également que les références El à E6 sont non conformes à
l'invention car la limite d'élasticité est inférieure à 650 MPa et la résistance mécanique est inférieure à 980 MPa. La non-conformité de ces exemples traduit une composition chimique inadaptée, notamment des teneurs en éléments durcissant trop faible (carbone, silicium) et le manque de durcissement par précipitation du à l'absence de Niobium. Cet effet est d'autant plus marqué
pour les références E2 à E6, car le, procédé au regard de l'invention n'a pas été
respecté et les quantités de phases obtenus sont en dehors des fourchettes visées.
On note enfin que la référence C5 n'est pas conforme à l'invention car seul un unique recuit, correspondant au procédé du second recuit au regard de = 20 l'invention, a été appliqué, ce qui traduit l'absence de martensite recuite nécessaire pour obtenir la limite d'élasticité et la résistance mécanique visée dans l'invention.
L'invention permet aussi de mettre à disposition une tôle d'acier apte au dépôt d'un revêtement de Zinc ou d'alliage de Zn, en particulier par un procédé de trempe à chaud dans un bain de Zn liquide suivi ou pas d'un traitement thermique d'alliation.
Elle permet enfin de mettre à disposition un acier présentant une bonne aptitude au soudage au moyen des procédés d'assemblage usuels tels que, par exemple et à titre non limitatif, le soudage par résistance par points.
Les tôles d'aciers selon l'invention seront utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de structures, éléments de renforts, de sécurité, anti abrasives ou de disques de transmissions pour applications dans les véhicules terrestres à moteur.

Claims (16)

REVENDICATIONS
1-Tôle d'acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en pourcentage du poids, 0,20% <= C <= 0,40%
0,8% <= Mn <= 1,4%
1,60% <= Si <= 3,00%
0,015 <= Nb <= 0,150%
Al <= 0,1 %
Cr <= 1,0 %
S <= 0,006%
P <= 0,030%
Ti <= 0,05%
V <= 0,05%
Mo<0,03%
B <= 0,003%
N <= 0,01%
le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure étant constituée, en proportions surfaciques, de 10 à 30 % d'austénite résiduelle, de 30 à 60% de martensite recuite, de <= à 30% de bainite, de 10 à 30% de martensite fraîche et de moins de 10% de ferrite.
2- Tôle d'acier selon la revendication 1 dont la composition comprend, la teneur étant exprimée en poids 0,22% <= C <= 0,32%
3- Tôle d'acier selon la revendication 1 ou 2 dont la composition comprend, la teneur étant exprimée en poids 1,0% <= Mn <= 1,4%
4- Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3 dont la composition comprend, la teneur étant exprimée en poids 1,8% <= Si <= 2,5%
5- Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 4 dont la composition comprend, la teneur étant exprimée en poids :
Cr <= 0,5%
6- Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5 dont la composition comprend, la teneur étant exprimée en poids :
0,020% <= Nb <= 0,13%
7- Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6 comportant un revêtement de Zinc ou d'alliage de zinc.
8- Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6 comportant un revêtement d'aluminium ou d'alliage d'aluminium.
9- Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8 dont la résistance mécanique est supérieure ou égale à 980 MPa, la limite d'élasticité est supérieure ou égale à 650 MPa, l'allongement uniforme supérieur ou égal à 15% et l'allongement à rupture supérieur ou égal à 20%.
10- Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à froid, doublement-recuite comprenant les étapes successives suivantes :
- on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, puis - on coule ledit acier sous forme de demi-produit, puis - on porte ledit demi-produit à une température T rech comprise entre 1100°C
et 1280°C pour obtenir un demi-produit réchauffé, puis - on lamine à chaud ledit demi-produit réchauffé, la température de fin de laminage à chaud T fl étant supérieure ou égale à 900°C pour obtenir une tôle laminée à chaud, puis, - on bobine ladite tôle laminée à chaud à une température T bob comprise entre 400 et 600°C pour obtenir une tôle laminée à chaud bobinée, puis, - on refroidit ladite tôle laminée à chaud bobinée jusqu'à la température ambiante, puis, - on débobine et on décape ladite tôle laminée à chaud bobinée, puis, - on lamine à froid ladite tôle laminée à chaud avec un taux de réduction compris entre 30 et 80% de façon à obtenir une tôle laminée à froid, puis, - on recuit une première fois ladite tôle laminée à froid en la réchauffant à
une vitesse V C1 comprise entre 2 et 50°C/s jusqu'à une température T
soaking1 comprise entre TS1= 910,7 ¨ 431,4*C ¨ 45,6*Mn + 54,4*Si ¨ 13,5*Cr +
52,2*Nb et 950°C, les teneurs étant exprimées en pourcentage du poids, pendant une durée t soaking1 comprise entre 30 et 200 secondes, puis :
- on refroidit ladite tôle en la soumettant à un refroidissement jusqu'à la température ambiante à une vitesse supérieure ou égale à 30°C/s, puis, - on recuit une seconde fois ladite tôle en la réchauffant à une vitesse V

comprise entre 2 et 50°C/s jusqu'à une température T soaking2 comprise entre Ac1 et TS2= 906,5 ¨ 440,6*C ¨ 44,5*Mn + 49,2*Si ¨ 12,4*Cr + 55,9*Nb, les teneurs étant exprimées en pourcentage du poids, pendant une durée t soaking2 comprise entre 30 et 200 secondes, puis, - on refroidit ladite tôle en la soumettant à un refroidissement à une vitesse supérieure ou égale à 30°C/s jusqu'à la température de fin de refroidissement T OA comprise entre 420°C et 480°C, puis, - on maintient ladite tôle dans la plage de température allant de 420 à
480°C
pendant une durée T OA comprise entre 5 et 120 secondes, puis, - optionnellement on dépose un revêtement sur la tôle laminée à froid et recuite - On refroidit ladite tôle jusqu'à l'ambiante.
11- Procédé de fabrication selon la revendication 10 dans lequel on effectue en outre un recuit dit base de ladite tôle laminée à chaud bobinée avant laminage à
froid de telle sorte que la tôle soit chauffée puis maintenue à une température comprise entre 400°C et 700°C pendant une durée comprise entre 5 et 24 heures,
12- Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 10 ou 11 dans lequel on maintient ladite tôle à la température de fin de refroidissement T OA
de manière isotherme entre 420 et 480°C entre 5 et 120 secondes.
13- Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 10 à 12 dans lequel la tôle laminée à froid, doublement recuite est ensuite laminée à
froid avec un taux de laminage à froid compris entre 0,1 et 3% avant dépôt d'un revêtement.
14- Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 10 à 13, dans lequel la tôle est finalement chauffée à une température de maintien T
base comprise entre 150°C et 190°C pendant un temps de maintien t base compris entre 10h et 48h.
15- Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 10 à 12, dans lequel, à l'issue du maintien à T OA la tôle est revêtue au trempé dans un bain liquide d'un des éléments suivants : aluminium, zinc, alliage d'aluminium ou alliage de zinc.
16- Utilisation d'une tôle selon l'une quelconque des revendications 1 à 9, ou d'une tôle fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications à 15 pour la fabrication de pièces pour véhicules.
CA2949855A 2014-05-20 2015-05-07 Tole d'acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles Active CA2949855C (fr)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBPCT/IB2014/000785 2014-05-20
PCT/IB2014/000785 WO2015177582A1 (fr) 2014-05-20 2014-05-20 Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
PCT/IB2015/000651 WO2015177615A1 (fr) 2014-05-20 2015-05-07 Tôle d'acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CA2949855A1 true CA2949855A1 (fr) 2015-11-26
CA2949855C CA2949855C (fr) 2018-05-01

Family

ID=50981580

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CA2949855A Active CA2949855C (fr) 2014-05-20 2015-05-07 Tole d'acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles

Country Status (16)

Country Link
US (1) US10995386B2 (fr)
EP (1) EP3146083B1 (fr)
JP (1) JP6433512B2 (fr)
KR (2) KR101846116B1 (fr)
CN (1) CN106604999B (fr)
BR (1) BR112016026883B1 (fr)
CA (1) CA2949855C (fr)
ES (1) ES2692848T3 (fr)
HU (1) HUE039794T2 (fr)
MA (1) MA39417B1 (fr)
MX (1) MX2016014990A (fr)
PL (1) PL3146083T3 (fr)
RU (1) RU2667947C2 (fr)
TR (1) TR201815496T4 (fr)
UA (1) UA114877C2 (fr)
WO (2) WO2015177582A1 (fr)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3438315A4 (fr) * 2016-03-28 2019-02-06 Posco Tôle d'acier laminée à froid à résistance élevée ayant d'excellentes limite d'élasticité et ductilité, plaque d'acier revêtue et son procédé de fabrication

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019092482A1 (fr) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid traitée thermiquement et son procédé de fabrication
WO2019092483A1 (fr) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid et traitée thermiquement et son procédé de fabrication
WO2019092481A1 (fr) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid et son procédé de fabrication
WO2019111028A1 (fr) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid recuite et son procédé de fabrication
WO2019111029A1 (fr) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid et recuite et son procédé de fabrication
DE102017223633A1 (de) * 2017-12-21 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit metallischer Korrosionsschutzschicht und Verfahren zur Herstellung eines solchen
FI3887556T3 (fi) * 2018-11-30 2023-03-25 Arcelormittal Kylmävalssattu karkaistu teräslevy jossa on suuri aukon laajentumissuhde ja sen valmistusmenetelmä
WO2020229877A1 (fr) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal Acier martensitique laminé à froid et procédé de fabrication associé
KR102653635B1 (ko) * 2019-06-28 2024-04-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
CN110438407B (zh) * 2019-09-16 2020-11-03 益阳紫荆福利铸业有限公司 一种合金钢及其制备方法和应用
WO2021070925A1 (fr) * 2019-10-09 2021-04-15 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier et son procédé de fabrication
DE102021128327A1 (de) 2021-10-29 2023-05-04 Voestalpine Stahl Gmbh Kaltgewalztes stahlflachprodukt mit metallischer korrosionsschutzschicht und verfahren zur herstellung eines solchen
CN118007033B (zh) * 2024-04-09 2024-07-12 江苏永钢集团有限公司 1100MPa级Si-Cr系弹簧钢盘条及其控轧控冷方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5110611A (ja) 1974-07-16 1976-01-28 Kunimasa Ooide Kenchikuyoshitajizai
JPS5821260B2 (ja) 1974-08-23 1983-04-28 京セラミタ株式会社 フクシヤシサイダンキコウニオケル カミヅマリオボウシシタフクシヤキ
JPH01272720A (ja) 1988-04-22 1989-10-31 Kobe Steel Ltd 高延性高強度複合組織鋼板の製造法
CA2353492C (fr) 1999-10-22 2004-10-26 Kawasaki Steel Corporation Tole d'acier galvanisee par immersion a chaud presentant de bonnes qualites de resistance, de formabilite et de galvanisation
CN1145709C (zh) * 2000-02-29 2004-04-14 川崎制铁株式会社 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP1365037B1 (fr) 2001-01-31 2008-04-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Feuillard en acier a haute resistance ayant une excellente formabilite, et son procede de production
JP4188581B2 (ja) 2001-01-31 2008-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP1288322A1 (fr) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. Acier à tres haute résistance mécanique, procédé pour la production de cet acier et le produit obtenu
JP4400079B2 (ja) 2002-03-29 2010-01-20 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細粒組織を有する冷延鋼板の製造方法
JP4681290B2 (ja) * 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2006109489A1 (fr) * 2005-03-31 2006-10-19 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Tole d’acier laminee a froid de resistance elevee, excellente en termes d’adherence des revetements, d’aptitude au faconnage et de resistance a la fragilisation par l'hydrogene, et composant en acier pour automobiles
JP5095958B2 (ja) * 2006-06-01 2012-12-12 本田技研工業株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101460647B (zh) * 2006-07-14 2015-05-20 株式会社神户制钢所 高强度钢板及其制造方法
JP5402007B2 (ja) 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5400484B2 (ja) * 2009-06-09 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
BR112012031722B8 (pt) 2010-06-14 2022-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Aço estampado a quente, método de produção de chapa de aço para um aço estampado a quente, e método de produção de aço estampado a quente
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
EP2524970A1 (fr) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Produit plat en acier hautement résistant et son procédé de fabrication
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
MX363038B (es) 2011-07-06 2019-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo para producir hoja de acero laminada en frio.
BR112014000063A2 (pt) * 2011-07-06 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a frio
WO2013047821A1 (fr) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 Feuille d'acier recuite par galvanisation et à haute résistance présentant une aptitude élevée au durcissement par cuisson, feuille d'acier recuite par galvanisation, alliée et à haute résistance et procédé de fabrication correspondant
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
WO2015011511A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3438315A4 (fr) * 2016-03-28 2019-02-06 Posco Tôle d'acier laminée à froid à résistance élevée ayant d'excellentes limite d'élasticité et ductilité, plaque d'acier revêtue et son procédé de fabrication

Also Published As

Publication number Publication date
RU2016149784A3 (fr) 2018-06-21
US20170101695A1 (en) 2017-04-13
KR20170002652A (ko) 2017-01-06
US10995386B2 (en) 2021-05-04
MX2016014990A (es) 2017-03-31
PL3146083T3 (pl) 2019-05-31
HUE039794T2 (hu) 2019-02-28
JP6433512B2 (ja) 2018-12-05
ES2692848T3 (es) 2018-12-05
KR101846116B1 (ko) 2018-04-05
UA114877C2 (uk) 2017-08-10
RU2667947C2 (ru) 2018-09-25
MA39417A1 (fr) 2017-04-28
KR20170126512A (ko) 2017-11-17
RU2016149784A (ru) 2018-06-21
CN106604999A (zh) 2017-04-26
BR112016026883B1 (pt) 2021-02-09
TR201815496T4 (tr) 2018-11-21
CA2949855C (fr) 2018-05-01
MA39417B1 (fr) 2017-12-29
CN106604999B (zh) 2018-04-10
EP3146083B1 (fr) 2018-07-25
EP3146083A1 (fr) 2017-03-29
WO2015177615A1 (fr) 2015-11-26
WO2015177582A1 (fr) 2015-11-26
KR101987572B1 (ko) 2019-06-10
JP2017519107A (ja) 2017-07-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA2949855C (fr) Tole d&#39;acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles
CA2835540C (fr) Tole d&#39;acier a hautes caracteristiques mecaniques de resistance, de ductilite et de formabilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles
CA2916634C (fr) Tole d&#39;acier a tres hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles toles
CA2617879C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier presentant une haute resistance et une excellente ductilite, et toles ainsi produites
CA3071136C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier pour durcissement sous presse, et pieces obtenues par ce procede
CA2838665C (fr) Tole d&#39;acier laminee a froid et revetue de zinc ou d&#39;alliage de zinc, procede de fabrication et utilisation d&#39;une telle tole
CA2725290C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites
CA2847809C (fr) Acier lamine durcissant par precipitation apres formage a chaud et/ou trempe sous outil a tres haute resistance et ductilite et son procede de fabrication
JP4941619B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
FR2958943A1 (fr) Rail d&#39;acier traite thermiquement a haute teneur en carbone et a haute resistance et procede de fabrication associe
WO2013178887A1 (fr) Acier laminé a chaud ou a froid a faible densite, son procede de mise en oeuvre et son utilisation
EP3274483A1 (fr) Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication

Legal Events

Date Code Title Description
EEER Examination request

Effective date: 20161121