EP1072689B1 - Procédé de fabrication de bandes minces en acier de type "TRIP" , et bandes minces ainsi obtenues - Google Patents

Procédé de fabrication de bandes minces en acier de type "TRIP" , et bandes minces ainsi obtenues Download PDF

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EP1072689B1
EP1072689B1 EP00402035A EP00402035A EP1072689B1 EP 1072689 B1 EP1072689 B1 EP 1072689B1 EP 00402035 A EP00402035 A EP 00402035A EP 00402035 A EP00402035 A EP 00402035A EP 1072689 B1 EP1072689 B1 EP 1072689B1
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EP
European Patent Office
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strip
process according
steel
cooling
less
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EP00402035A
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Thierry Iung
Odile Faral
Michel Faral
Michel Babbit
Christophe Issartel
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USINOR SA
Original Assignee
USINOR SA
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    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the invention relates to the continuous casting of thin strips of steel. More in particular, it relates to the manufacture of thin steel strips of the “TRIP” type directly from liquid metal.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • steels which simultaneously have a very high strength and high ductility, which makes them particularly suitable for laying form. These properties are obtained thanks to their particular microscopic structure. They have, in fact, within a ferritic matrix, a hard phase of bainite and / or martensite, as well as residual austenite representing 5 to 20% of the structure.
  • the TRIP steel sheets are usually obtained by either continuous casting from slabs - hot rolling (the shortest route, therefore the most economical, but which provides relatively thick products), either by continuous casting slabs - hot rolling - cold rolling - annealing (used for products of low thickness). Bainite stabilizes the austenite.
  • the object of the invention is to make possible the reliable production of steel strips High quality TRIP through a short manufacturing chain, i.e. not including cold rolling and annealing step.
  • the subject of the invention is also a thin steel strip of the “TRIP” type, likely to be obtained by the above process.
  • a first essential aspect of the invention is the use of a continuous casting process of steel in thin strips directly to from liquid metal, instead of a conventional method of casting slabs intended to be hot rolled on a strip train.
  • the strip thus produced is subjected to hot rolling online and then cooling which brings it into the temperature range where the bainitic transformation occurs. It’s only after this transformation occurred and the desired microstructure, typical of TRIP steels, was obtained that a second cooling takes place which interrupts the transformation, and brings the strip of its winding temperature. This is located at a lower value than that of hot rolled strips produced by the conventional process, since the transformation bainitique has already taken place, and that an extended stay of the wound strip in the range of temperatures where this transformation took place could lead to an evolution undesirable microstructure.
  • the continuous casting of thin strips directly from liquid metal is a technique which has been tested for several years for the casting of carbon steels, stainless steels and other ferrous alloys, but has never been used before for the production of TRIP type steels.
  • the most commonly used technique in casting thin strips of ferrous alloys which is reaching the stage industrial, is the technique called "casting between cylinders", according to which we introduce liquid metal between two close cylinders with horizontal axes, rotated in direction reverse and internally cooled. The pouring space is closed laterally by refractory plates applied against the flat side faces of the cylinders.
  • the strip Before being wound, the strip can then undergo various treatments thermal and / or thermomechanical such as one or more hot rolling, cooling, reheating ... It is a particular set of such treatments which constitutes one of the essential elements of the invention.
  • a steel is cast, the composition of which is defined as follows (all percentages are weight percentages).
  • Its carbon content is between 0.05 and 0.25%.
  • the lower limit is required by the stabilization of the residual austenite, which takes place during cooling of the strip by rejection of carbon from the ferritic phase in the phase austenitic. Above 0.25%, it is considered that the strip will no longer have a weldability sufficient for the usual applications of TRIP steels.
  • Manganese content is between 0.5 and 3%.
  • Manganese has for functions to stabilize austenite (it is a gamma element) and to harden steel. In below 0.5%, these effects are not sufficiently marked. Above 3%, the effect gammagen becomes too important to guarantee the formation of a ferritic matrix, and more manganese segregates exaggeratedly, which degrades the properties belt mechanics.
  • Manganese can be partially substituted by copper and / or nickel which also have gamma effects.
  • the copper added specifically allows hardening by precipitation.
  • the copper being insoluble in cementite, it allows like silicon and aluminum obtain a beneficial effect for residual austenite.
  • the conditions of rapid cooling imposed by the casting of thin strips avoid problems of degradation of the surface condition of the product which dissuade from making this addition of copper in TRIP steels produced by conventional processes.
  • the total of its silicon and aluminum contents is between 0.1 and 4%. These elements prevent precipitation of cementite in austenite and promote formation high temperature ferrite. Compared to the silicon contents usually encountered on TRIP steels (from 0.2 to 1.5%), it will be noted that the process according to the invention may authorize higher contents, for reasons and under conditions which will be seen later.
  • the cumulative content of phosphorus, tin, arsenic, antimony must not exceed 0.3%, to limit the fragility of the products, and preferably the phosphorus content does not not exceed 0.05%.
  • titanium, niobium, vanadium, zirconium or rare earths in contents the sum of which does not exceed 0.3%.
  • These elements form carbides, nitrides or carbonitrides that block the growth of high grain temperature and increase the resistance by the precipitation effect.
  • the other elements present in the steel are those which one expects usually to be found as impurities resulting from processing, in proportions which do not have a significant influence on the properties sought for steels TRIP.
  • Liquid metal whose composition meets the criteria set out above is cast on a casting installation between cylinders, so as to continuously form a solidified strip whose thickness can range from 0.5 to 10 mm and more conventionally range from 1 at 5 mm.
  • the strip preferably crosses an inerting zone, such as that a sealed enclosure, inside which is maintained in the vicinity of the strip a non-oxidizing atmosphere for the metal, thanks to an insufflation of a neutral gas (nitrogen or argon) lowering the oxygen content to a very low level.
  • a neutral gas nitrogen or argon
  • the purpose of this blanketing is to avoid, or at least significantly limit, the scale formation on the surface of the strip, the presence of which during the step of hot rolling which will follow, would lead to the appearance of defects such as scale inlays on the surface of the strip.
  • the inerting device can be replaced or supplemented by a device ensuring the removal of the scale formed, by example a set of rotating brushes.
  • the strip After it has been poured, and after having passed through any inerting zone, the strip is then hot rolled in line, in a known manner, to give it a thickness generally between 1 and 3 mm.
  • This rolling must be carried out in the austenitic domain, therefore at a temperature higher than the temperature Ar 3 of the cast grade. It is carried out with a total reduction rate of between 25 and 70%.
  • the role of this inline hot rolling is twofold. It must first close the porosities which may have formed at the heart of the strip during its solidification. Above all, it must “break” the microstructure resulting from solidification, so as to refine it and make it possible to obtain the desired final microstructure.
  • This hot rolling can take place in one or more passes, that is to say by passing the strip through a single rolling stand, or by passing the strip through several successive stands, the first ensuring a slight reduction aimed at closing the porosities, and the one or the following ensuring the obtaining of the final thickness.
  • the following triplets can be proposed: examples of triplets (casting thickness / reduction rate in hot rolling / final thickness) Initial strip thickness (mm) Hot rolling rate (%) Final strip thickness (mm) 4 25 3 4 50 2 2 40 1.2 1.5 40 0.9 1 60 0.6
  • a first forced cooling of the strip for example by means of a sprinkling of water.
  • This cooling aims to form the within the band a ferritic structure, while avoiding the appearance of perlite. To this end, it must be carried out at a speed between 5 and 100 ° C / s, preferably between 25 and 80 ° C / s, which is perfectly compatible with conventional technologies of cooling of strips having the thicknesses considered. Cooling speed too low would cause perlite to appear, making transformation impossible bainitique which constitutes one of the essential characteristics of the invention. A speed too high cooling risk of not making it possible to obtain the ferritic structure as sought for the matrix, because one would pass directly in the field bainitic, even in the martensitic domain. The range of cooling speeds preferential allows to better ensure the obtaining of an optimal result.
  • This first cooling must be such, in speed and duration, that it brings about the strip in a thermal state which allows the strip to remain in the air in the area of temperatures 550-400 ° C, preferably 530-470 ° C (in order to obtain the austenite rate sought for reasonable hold times, while ensuring that no training will be no perlite) for the time necessary for a transformation to occur bainitique stabilizing the proportion of austenite remaining at more than 5%, while avoiding the perlite formation.
  • the band undergoes a second forced cooling, for example by spraying water, so as to bring the strip out from the previous temperature range (therefore less than 400 ° C), preferably until its winding temperature, which must be less than 350 ° C.
  • This temperature range of winding is chosen to avoid any major change in the structure of the wound strip, such as a precipitation of carbides which would destabilize the austenite.
  • the length of stay of the strip in air without forced cooling necessary for obtaining the bainitic transformation as desired varies according to the casting parameters precise, namely the composition of the tape and its speed of movement in the area of the corresponding installation. This duration must be determined experimentally, in using the classic transformation curves of the steel grades considered, and depending on the precise residual austenite level that one wishes to obtain. Austenite level high improves ductility, but conversely, an austenite level of less than 5% at the end of bainitic transformation will provide insufficient martensite formation to obtain the TRIP effect.
  • an austenite content of 6% is obtained for maintaining the strip of 10 s at 470 ° C or 20s at 530 ° C.
  • the duration of this stay may be generally between 5 and 30 s.
  • the speed of travel of the strip hot rolled in the bainitic transformation zone varies according to the hot rolling rate which has been applied to it.
  • Table 2 shows examples of strip running speeds in the bainitic transformation zone as a function of the hot rolling rate, taking into account the previous hypotheses.
  • strip running speeds in the bainitic transformation zone as a function of the hot rolling rate (casting thickness 3 mm, casting speed 60 m / min) Hot rolling rate (%)
  • Belt speed (m / s) 25 1.3 40 1.7 60 2.5 70 3.3
  • the cooling zones are consist of a succession of water spray bars, you can choose to use a variable number of ramps to flexibly adjust the lengths of these zones.
  • the essential step of the method according to the invention is the stay of the strip in the bainitic transformation domain after its hot rolling, to which the second cooling imposes a short duration, as well as the realization of the winding of the strip in a range of temperatures where the bainitic transformation has already happened.
  • the fact of making the strip by casting between cylinders (or, so general, by direct casting of thin strips from 0.5 to 10 mm and in particular from 1 to 5 mm thick) and hot rolling in line is almost a prerequisite for the economic viability of carrying out the bainitic transformation in these conditions.
  • the strips obtained by the process according to the invention are ready to be used in the same way as TRIP steel strips as well composition obtained by the conventional continuous slab casting die - rolling hot.

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Description

L'invention concerne la coulée continue de bandes minces en acier. Plus particulièrement, elle concerne la fabrication de bandes minces en acier de type « TRIP » directement à partir de métal liquide.
Les aciers désignés habituellement par le terme TRIP (ce terme signifiant « TRansformation Induced Plasticity ») sont des aciers présentant simultanément une très haute résistance et une haute ductilité, ce qui les rend particulièrement aptes à une mise en forme. Ces propriétés sont obtenues grâce à leur structure microscopique particulière. Ils présentent, en effet, au sein d'une matrice ferritique, une phase dure de bainite et/ou de martensite, ainsi que de l'austénite résiduelle représentant de 5 à 20% de la structure. Les tôles en acier TRIP sont habituellement obtenues soit par la voie coulée continue de brames - laminage à chaud (la voie la plus courte, donc la plus économique, mais qui procure des produits de relativement forte épaisseur), soit par la voie coulée continue de brames - laminage à chaud - laminage à froid - recuit (utilisée pour les produits de faible épaisseur). La bainite permet de stabiliser l'austénite.
La réalisation de tôles d'acier TRIP de haute qualité à partir de bandes obtenues par la filière coulée continue classique - laminage à chaud est cependant rendue difficile par le problème suivant. Après le laminage à chaud de la brame initiale, on recherche une stabilisation de l'austénite lors de la transformation bainitique qui se produit pendant le bobinage de la bande, celui-ci ayant lieu à une température de 400°C (± 50°C). Pour amener la bande laminée à chaud à sa température de bobinage, un refroidissement par aspersion d'eau est nécessaire. Or ce refroidissement se produit dans un domaine de températures où un phénomène dit de « remouillage » est susceptible de se produire. Ce remouillage est dû à une instabilité de la vapeur d'eau formée par caléfaction au contact de la bande, la vapeur retournant pour partie à l'état liquide. Il y a donc localement des contacts eau (liquide) - bande au lieu d'un contact eau (vapeur) - bande, et cela conduit à des hétérogénéités dans le phénomène de trempe de la bande. Ces hétérogénéités dans le refroidissement se traduisent par des hétérogénéités notables dans la microstructure de la bande, dont elles altèrent les propriétés mécaniques.
Le but de l'invention est de rendre possible la production fiable de bandes d'acier TRIP de haute qualité par une filière de fabrication courte, c'est à dire ne comprenant pas d'étape de laminage à froid et recuit.
A cet effet, l'invention a pour objet un procédé de fabrication de bandes minces en acier de type « TRIP », selon lequel :
  • on coule directement à partir d'acier liquide une bande d'épaisseur comprise entre 0,5 et 10 mm, preférentiellement 1 à 5 mm, ledit acier ayant la composition (en pourcentages pondéraux) C% compris entre 0,05 et 0,25, (Mn + Cu + Ni)% compris entre 0,5 et 3, (Si + Al)% compris entre 0,1 et 4, (P + Sn + As + Sb)% inférieur ou égal à 0,1 , (Ti + Nb + V + Zr + terres rares)% inférieur à 0,3, Cr% inférieur à 1, Mo% inférieur à 1, V% inférieur à 1, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;
  • on effectue un laminage à chaud en ligne de ladite bande à une température supérieure à la température Ar3 dudit acier avec un taux de réduction compris entre 25 et 70%, en une ou plusieurs passes ;
  • on effectue un premier refroidissement forcé de ladite bande à une vitesse comprise entre 5 et 100°C/s ;
  • on laisse séjourner la bande à des températures comprises entre 550 et 400°C pendant le temps nécessaire pour que s'y produise une transformation bainitique avec une proportion d'austénite résiduelle supérieure à 5%, tout en évitant la formation de perlite, puis on interrompt cette transformation par un second refroidissement forcé de ladite bande qui l'amène à une température inférieure à 400°C ;
  • on effectue un bobinage de ladite bande à une température inférieure à 350°C.
L'invention a également pour objet une bande mince en acier de type « TRIP », susceptible d'être obtenue par le procédé précédent.
Comme on l'aura compris, un premier aspect essentiel de l'invention est l'utilisation d'un procédé de coulée continue de l'acier en bandes minces directement à partir de métal liquide, au lieu d'un procédé classique de coulée de brames destinées à être laminées à chaud sur un train à bandes. La bande ainsi produite subit un laminage à chaud en ligne, puis un refroidissement qui l'amène dans le domaine de températures où la transformation bainitique se produit. C'est seulement une fois que cette transformation s'est produite et que la microstructure recherchée, typique des aciers TRIP, a été obtenue qu'a lieu un deuxième refroidissement qui interrompt la transformation, et rapproche la bande de sa température de bobinage. Celle-ci se situe à une valeur plus basse que celle des bandes laminées à chaud produites par le procédé classique, puisque la transformation bainitique a déjà eu lieu, et qu'un séjour prolongé de la bande bobinée dans la gamme de températures où a eu lieu cette transformation risquerait de conduire à une évolution indésirable de la microstructure.
L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit.
La coulée continue de bandes minces directement à partir de métal liquide est une technique qui est expérimentée depuis plusieurs années pour la coulée d'aciers au carbone, d'aciers inoxydables et d'autres alliages ferreux, mais elle n'a encore jamais été employée pour la fabrication d'aciers de type TRIP. La technique la plus couramment utilisée en coulée de bandes minces d'alliages ferreux, et qui est en train de parvenir au stade industriel, est la technique dite de « coulée entre cylindres », selon laquelle on introduit du métal liquide entre deux cylindres rapprochés à axes horizontaux, mis en rotation en sens inverses et refroidis intérieurement. L'espace de coulée est obturé latéralement par des plaques en réfractaire appliquées contre les faces latérales planes des cylindres. Des « peaux » de métal solidifié se forment sur chacun des cylindres, et se rejoignent au niveau du col (la zone où l'écart entre les surfaces latérales cylindriques des cylindres est le plus faible et correspond sensiblement à l'épaisseur désirée pour la bande) pour former une bande solidifiée. Avant d'être bobinée, la bande peut ensuite subir divers traitements thermiques et/ou thermomécaniques tels qu'un ou plusieurs laminages à chaud, des refroidissements, des réchauffages... C'est un ensemble particulier de tels traitements qui constitue l'un des éléments essentiels de l'invention.
Selon l'invention, on coule un acier dont la composition est définie comme suit (tous les pourcentages sont des pourcentages pondéraux).
Sa teneur en carbone est comprise entre 0,05 et 0,25%. La limite inférieure est nécessitée par la stabilisation de l'austénite résiduelle, qui s'effectue lors du refroidissement de la bande par rejet de carbone depuis la phase ferritique dans la phase austénitique. Au-delà de 0,25%, on considère que la bande n'aura plus une soudabilité suffisante pour les applications habituelles des aciers TRIP.
Sa teneur en manganèse est comprise entre 0,5 et 3%. Le manganèse a pour fonctions de stabiliser l'austénite (c'est un élément gammagène) et de durcir l'acier. En dessous de 0,5%, ces effets ne sont pas suffisamment marqués. Au dessus de 3%, l'effet gammagène devient trop important pour garantir la formation d'une matrice ferritique, et de plus le manganèse ségrège de manière exagérée, ce qui dégrade les propriétés mécaniques de la bande. Le manganèse peut être partiellement substitué par du cuivre et/ou du nickel qui ont également des effets gammagènes.
D'autre part, on peut optionnellement imposer une teneur en cuivre comprise entre 0.5 et 2 % (en restant dans le cadre Mn + Cu + Ni compris entre 0.5 et 3 %). Le cuivre ajouté permet spécifiquement d'obtenir un durcissement par précipitation. De plus, le cuivre étant insoluble dans la cémentite, il permet comme le silicium et l'aluminium d'obtenir un effet bénéfique pour l'austénite résiduelle. D'autre part, les conditions de refroidissement rapide imposées par la coulée de bandes minces permettent d'éviter les problèmes de dégradation de l'état de surface du produit qui dissuadent de réaliser cet ajout de cuivre dans les aciers TRIP produits par les procédés classiques.
Le total de ses teneurs en silicium et aluminium est compris entre 0,1 et 4%. Ces éléments empêchent la précipitation de cémentite dans l'austénite et favorisent la formation de la ferrite à haute température. Par rapport aux teneurs en silicium habituellement rencontrées sur les aciers TRIP (de 0,2 à 1,5%), on notera que le procédé selon l'invention peut autoriser des teneurs plus élevées, pour des raisons et dans des conditions qui seront vues plus loin.
La teneur cumulée en phosphore, étain, arsenic,antimoine ne doit pas excéder 0,3%, pour limiter la fragilité des produits, et de préférence la teneur en phosphore ne dépasse pas 0,05%.
On peut également ajouter du titane, du niobium, du vanadium, du zirconium ou des terres rares, à des teneurs dont la somme ne dépasse pas 0,3%. Ces éléments forment des carbures, nitrures ou carbonitrures qui bloquent la croissance des grains à haute température et augmentent la résistance par l'effet de précipitation.
Enfin, il faut éviter une présence trop importante d'éléments qui ralentiraient la transformation bainitique. C'est le cas du chrome, du molybdène et du vanadium. En tout état de cause, les teneurs de chacun de ces éléments ne doivent pas dépasser 1%. Optimalement, le total de leurs teneurs ne doit pas dépasser 0,3%, et encore plus préférentiellement 0,05%.
Les autres éléments présents dans l'acier sont ceux que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration, dans des proportions qui n'influent pas notablement sur les propriétés recherchées pour les aciers TRIP.
Le métal liquide dont la composition répond aux critères précédemment énoncés est coulé sur une installation de coulée entre cylindres, de manière à former en continu une bande solidifiée dont l'épaisseur peut aller de 0,5 à 10 mm et plus classiquement aller de 1 à 5 mm. A sa sortie des cylindres, la bande traverse de préférence une zone d'inertage, telle qu'une enceinte étanche, à l'intérieur de laquelle on maintient au voisinage de la bande une atmosphère non oxydante pour le métal, grâce à une insufflation d'un gaz neutre (azote ou argon) abaissant la teneur en oxygène à un très bas niveau. On peut aussi envisager de conférer à cette atmosphère des propriétés réductrices en y introduisant de l'hydrogène.
Le but de cet inertage est d'éviter, ou au moins de limiter sensiblement, la formation de calamine à la surface de la bande, dont la présence, lors de l'étape de laminage à chaud qui va suivre, conduirait à l'apparition de défauts tels que des incrustations de calamine à la surface de la bande. Le dispositif d'inertage peut être remplacé ou complété par un dispositif assurant l'enlèvement de la calamine formée, par exemple un ensemble de brosses rotatives. Un intérêt de l'utilisation d'un tel dispositif d'inertage et/ou décalaminage avant le laminage à chaud est qu'il permet d'augmenter la teneur tolérable du métal en silicium. En effet, dans le procédé classique de fabrication des aciers TRIP par coulée de brames - laminage à chaud, on préfère éviter, le plus souvent, d'imposer une teneur en silicium supérieure à 0,25%, car sinon les conditions de formation de calamine sont généralement telles que l'on assiste à une apparition importante de fayalite (oxyde de fer et de silicium), très difficile à enlever avant le laminage à chaud. Dans les installations classiques où la coulée des brames et leur refroidissement s'effectuent à l'air libre, les brames coulées, déjà fortement calaminées, séjournent à la température ambiante, et doivent être réchauffées dans un four de grande taille (donc difficile à inerter) situé hors de la ligne de coulée avant d'être envoyées au train à bandes. Pour limiter la formation de calamine fortement chargée en fayalite et obtenir ainsi un état de surface correct de la bande, il est doncpréférable, dans la filière habituelle de fabrication des aciers TRIP laminés à chaud, de limiter la teneur en silicium du métal à la valeur précédemment citée, alors que, comme on l'a dit, des teneurs plus élevées présenteraient des avantages métallurgiques sensibles. L'utilisation d'une coulée entre cylindres pourvue d'un laminoir à chaud en ligne a, de ce point de vue, l'avantage qu'il est beaucoup plus facile d'empêcher ou de limiter la formation de fayalite sur la faible distance séparant la coulée et le laminage (ou d'enlever la fayalite qui a pu se former) que dans une installation classique.
Après sa coulée, et après avoir traversé l'éventuelle zone d'inertage, la bande est ensuite laminée à chaud en ligne, de manière connue, pour lui conférer une épaisseur comprise généralement entre 1 et 3 mm. Ce laminage doit s'effectuer dans le domaine austénitique, donc à une température supérieure à la température Ar3 de la nuance coulée. Il est effectué avec un taux de réduction total compris entre 25 et 70%. Le rôle de ce laminage à chaud en ligne est double. Il doit d'abord refermer les porosités qui ont pu se former au coeur de la bande lors de sa solidification. Il doit surtout « casser » la microstructure résultant de la solidification, de manière à l'affiner et à rendre possible l'obtention de la microstructure finale désirée. Ce laminage à chaud peut avoir lieu en une ou plusieurs passes, c'est à dire par passage de la bande dans une cage de laminoir unique, ou par passage de la bande dans plusieurs cages successives, la première assurant une réduction faible visant à refermer les porosités, et la ou les suivantes assurant l'obtention de l'épaisseur définitive. A titre d'exemple, on peut proposer les triplets (épaisseur coulée/taux de réduction au laminage à chaud/épaisseur finale) suivants :
exemples de triplets (épaisseur coulée/taux de réduction au laminage à chaud/épaisseur finale)
Epaisseur de bande initiale (mm) Taux de laminage à chaud (%) Epaisseur de bande finale (mm)
4 25 3
4 50 2
2 40 1,2
1.5 40 0.9
1 60 0,6
Après ce laminage à chaud, on réalise un premier refroidissement forcé de la bande, par exemple au moyen d'une aspersion d'eau. Ce refroidissement vise à former au sein de la bande une structure ferritique, tout en évitant l'apparition de perlite. A cet effet, il faut le réaliser à une vitesse comprise entre 5 et 100°C/s, préférentiellement entre 25 et 80°C/s, ce qui est parfaitement compatible avec les technologies classiques de refroidissement de bandes ayant les épaisseurs considérées. Une vitesse de refroidissement trop faible provoquerait l'apparition de perlite, ce qui rendrait impossible la transformation bainitique qui constitue l'une des caractéristiques essentielles de l'invention. Une vitesse de refroidissement trop élevée risque de ne pas permettre d'obtenir la structure ferritique telle que recherchée pour la matrice, car on passerait directement dans le domaine bainitique, voire dans le domaine martensitique. La gamme de vitesses de refroidissement préférentielle permet de mieux assurer l'obtention d'un résultat optimal.
Ce premier refroidissement doit être tel, en vitesse et en durée, qu'il amène la bande dans un état thermique qui autorise un séjour de la bande à l'air dans le domaine de températures 550-400°C, préférentiellement 530-470°C (afin d'obtenir le taux d'austénite recherché pour des temps de maintien raisonnables, tout en garantissant qu'on ne formera pas de perlite) pendant le temps nécessaire pour que se produise une transformation bainitique stabilisant la proportion d'austénite restante à plus de 5%, tout en évitant la formation de perlite. Une fois ce résultat obtenu, la bande subit un deuxième refroidissement forcé, par exemple par aspersion d'eau, de manière à amener la bande hors du domaine de température précédent (donc à moins de 400°C), de préférence jusqu'à sa température de bobinage, qui doit être inférieure à 350°C. Ce domaine de températures de bobinage est choisi pour éviter toute évolution majeure de la structure de la bande bobinée, telle qu'une précipitation de carbures qui déstabiliserait l'austénite.
La durée du séjour de la bande à l'air sans refroidissement forcé nécessaire pour obtenir la transformation bainitique telle que souhaitée varie selon les paramètres de coulée précis, à savoir la composition de la bande et sa vitesse de défilement dans la zone de l'installation correspondante. Cette durée doit être déterminée expérimentalement, en s'aidant des courbes de transformation classiques des nuances d'acier considérées, et en fonction du taux d'austénite résiduelle précis que l'on désire obtenir. Un taux d'austénite élevé améliore la ductilité, mais inversement, un taux d'austénite inférieur à 5% en fin de transformation bainitique procurera une formation de martensite insuffisante pour obtenir l'effet TRIP. A titre d'exemple, sur une nuance à 0,2% de carbone, 1,5% de manganèse et 1,5% de silicium, on obtient une teneur en austénite de 6% pour un maintien de la bande de 10 s à 470°C ou de 20s à 530°C. Dans la pratique, la durée de ce séjour peut se situer généralement entre 5 et 30 s.
Si on prend pour hypothèse que la bande coulée a une épaisseur initiale de 3 mm et une vitesse de 60 m/min à sa sortie des cylindres (ce qui est courant sur une installation de coulée entre cylindres), la vitesse de défilement de la bande laminée à chaud dans la zone de transformation bainitique varie selon le taux de laminage à chaud qui lui a été appliqué. Le tableau 2 montre des exemples de vitesses de défilement de la bande dans la zone de transformation bainitique en fonction du taux de laminage à chaud, compte tenu des hypothèses précédentes.
vitesses de défilement de la bande dans la zone de transformation bainitique en fonction du taux de laminage à chaud (épaisseur coulée 3 mm, vitesse de coulée 60 m/min)
Taux de laminage à chaud (%) Vitesse de la bande (m/s)
25 1,3
40 1,7
60 2,5
70 3,3
Dans ces conditions, si on décide d'imposer à la bande une température de fin de laminage de 900°C, une vitesse de refroidissement dans la première zone d'aspersion de 50°C/s, un séjour de 10 s à 500°C dans la zone de transformation bainitique et une vitesse de refroidissement dans la deuxième zone d'aspersion de 50°C/s pour porter la bande à moins de 250°C, la bande mettra 20 à 25 s pour parvenir de la cage de laminage jusqu'à la bobineuse. Si ces deux organes sont distants d'environ 40 m, ce qui est raisonnable sur une installation de coulée entre cylindres habituelle, la vitesse de défilement de la bande après son laminage doit donc être d'environ 2 m/s, ce qui est parfaitement compatible avec les conclusions que l'on tire du tableau 2. Technologiquement, la mise en pratique du procédé selon l'invention ne pose donc pas de problème majeur. Pour obtenir le résultat recherché, on peut agir aussi sur la longueur des zones de refroidissement et sur le débit du liquide de refroidissement dans chacune de ces zones. A cet effet, si les zones de refroidissement se composent d'une succession de rampes d'aspersion d'eau, on peut choisir d'utiliser un nombre variable de rampes pour régler avec souplesse les longueurs de ces zones.
On aura compris que l'étape essentielle du procédé selon l'invention est le séjour de la bande dans le domaine de transformation bainitique après son laminage à chaud, auquel le second refroidissement impose une brève durée, ainsi que la réalisation du bobinage de la bande dans une gamme de températures où la transformation bainitique a déjà eu lieu. Cela évite que le déroulement de la transformation bainitique ne soit affecté par le phénomène de remouillage, et fiabilise l'obtention d'une microstructure homogène au sein de la bande. Le fait de réaliser la bande par coulée entre cylindres (ou, de manière générale, par coulée directe de bandes minces de 0,5 à 10 mm et notamment de 1 à 5 mm d'épaisseur) et de la laminer à chaud en ligne est une condition quasiment indispensable à la viabilité économique de la réalisation de la transformation bainitique dans ces conditions. En effet, il serait envisageable de réaliser cette transformation bainitique par séjour à 550-400°C pendant une à quelques secondes d'une bande sortant d'un train à bandes classique. Toutefois, compte tenu des vitesses de défilement de la bande habituelles à la sortie d'un train à bandes qui sont nettement plus élevées que les vitesses de défilement en sortie d'un laminoir en ligne de coulée entre cylindres, cela nécessiterait une distance démesurée (de l'ordre de 500 m) entre la sortie du train à bande et la bobineuse. Cela enlèverait tout intérêt économique à cette solution. De plus, en réalisant le laminage à chaud et la transformation bainitique en ligne avec la coulée, on n'a pas besoin d'un réchauffage intermédiaire, coûteux en énergie. Enfin, les transformations métallurgiques mises en jeu par le procédé selon l'invention, où la température de la bande ne fait que décroítre entre sa coulée et son bobinage, ne sont pas susceptibles d'être gênées par des structures qui auraient été obtenues à la suite d'un premier refroidissement du produit jusqu'à la température ambiante et demeureraient au moins à l'état résiduel après le réchauffage précédant le laminage à chaud. Cela pourrait être le cas si la filière de fabrication entre la coulée du demi-produit initial et le bobinage de la bande définitive devait être discontinue.
Après leur bobinage, les bandes obtenues par le procédé selon l'invention sont prêtes à être utilisées de la même manière que les bandes d'acier TRIP de même composition obtenues par la filière classique coulée continue de brames - laminage à chaud.

Claims (13)

  1. Procédé de fabrication de bandes minces en acier de type « TRIP », selon lequel :
    on coule directement à partir d'acier liquide une bande d'épaisseur comprise entre 0,5 et 10 mm préférentiellement 1 à 5 mm, ledit acier ayant la composition en pourcentages pondéraux: C% compris entre 0,05 et 0,25, (Mn + Cu + Ni)% compris entre 0,5 et 3, (Si + Al)% compris entre 0,1 et 4, (P + Sn + As + Sb)% inférieur ou égal à 0, 1, (Ti + Nb + V + Zr + terres rares)% inférieur à 0,3, Cr% inférieur à 1, Mo% inférieur à 1, V% inférieur à 1, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;
    on effectue un laminage à chaud en ligne de ladite bande à une température supérieure à la température Ar3 dudit acier avec un taux de réduction compris entre 25 et 70%, en une ou plusieurs passes ;
    on effectue un premier refroidissement forcé de ladite bande à une vitesse comprise entre 5 et 100°C/s ;
    on laisse séjourner la bande à des températures comprises entre 550 et 400°C pendant le temps nécessaire pour que s'y produise une transformation bainitique avec une proportion d'austénite résiduelle supérieure à 5%, tout en évitant la formation de perlite, puis on interrompt cette transformation par un second refroidissement forcé de ladite bande qui l'amène à une température inférieure à 400°C ;
    on effectue un bobinage de ladite bande à une température inférieure à 350°C.
  2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la teneur en phosphore de l'acier est inférieure ou égale à 0,05%
  3. Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que le total des teneurs en chrome, molybdène et vanadium ne dépasse pas 0,3%.
  4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que le total des teneurs en chrome, molybdène et vanadium ne dépasse pas 0,05%.
  5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la teneur en cuivre est comprise entre 0.5 et 2 %.
  6. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la vitesse du premier refroidissement est comprise entre 25 et 80°C/s.
  7. Procédé selon l'une des revendications 1 à 6, caractérisé en ce qu'après le premier refroidissement on laisse séjourner la bande entre 530 et 470°C pendant le temps nécessaire pour que s'y produise une transformation bainitique avec une proportion d'austénite résiduelle supérieure à 5%, tout en évitant la formation de perlite.
  8. Procédé selon l'une des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que la durée du séjour de ladite bande dans le domaine où se produit la transformation bainitique est comprise entre 5 et 30 s.
  9. Procédé selon l'une des revendications 1 à 8, caractérisé en ce que ledit second refroidissement amène ladite bande à sa température de bobinage.
  10. Procédé selon l'une des revendications 1 à 9, caractérisé en ce qu'entre sa coulée et son laminage à chaud, ladite bande traverse une zone où on maintient au voisinage de sa surface une atmosphère non oxydante pour le métal.
  11. Procédé selon l'une des revendications 1 à 10, caractérisé en ce qu'avant le laminage à chaud, on effectue une opération de décalaminage de la surface de ladite bande.
  12. Procédé selon l'une des revendications 1 à 11, caractérisé en ce que ladite bande est coulée entre deux cylindres rapprochés à axes horizontaux mis en rotation en sens inverses et refroidis intérieurement.
  13. Bande mince en acier de type « TRIP » obtenue par un procédé selon l'une des revendications 1 à 12.
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Families Citing this family (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2801061B1 (fr) 1999-11-12 2001-12-14 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une bande de tole laminere a chaud a tres haute resistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage
JP4875280B2 (ja) * 2000-09-29 2012-02-15 ニューコア・コーポレーション 薄鋼ストリップの製造
AUPR047900A0 (en) * 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
US7117925B2 (en) * 2000-09-29 2006-10-10 Nucor Corporation Production of thin steel strip
KR100613252B1 (ko) * 2000-12-26 2006-08-18 주식회사 포스코 변태유기소성강의 제조방법
US7090731B2 (en) 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
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
KR100770950B1 (ko) * 2001-12-18 2007-10-26 주식회사 포스코 폭방향 잔류오스테나이트 안정화를 위한 권취 후 냉각방법
KR100782758B1 (ko) * 2001-12-24 2007-12-05 주식회사 포스코 폭방향 잔류오스테나이트 안정화를 위한 권취온도 설정 방법
FR2834722B1 (fr) * 2002-01-14 2004-12-24 Usinor Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu
FR2836930B1 (fr) * 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
DE50208550D1 (de) * 2002-08-28 2006-12-07 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines perlitfreien warmgewalzten Stahlbands und nach diesem Verfahren hergestelltes Warmband
FR2847270B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
FR2847271B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
FR2847908B1 (fr) 2002-12-03 2006-10-20 Ascometal Sa Piece en acier bainitique, refroidie et revenue, et son procede de fabrication.
FR2849864B1 (fr) * 2003-01-15 2005-02-18 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et procede de fabrication de bandes
NZ546189A (en) * 2003-10-10 2009-09-25 Ishikawajima Harima Heavy Ind Casting steel strip
US7484551B2 (en) * 2003-10-10 2009-02-03 Nucor Corporation Casting steel strip
DE102005051052A1 (de) * 2005-10-25 2007-04-26 Sms Demag Ag Verfahren zur Herstellung von Warmband mit Mehrphasengefüge
EP1918405B1 (fr) * 2006-10-30 2009-05-27 ThyssenKrupp Steel AG Procédé pour la fabrication de produits plats à partir d'un acier à plusieurs phases allié en silice
DE502006003832D1 (de) * 2006-10-30 2009-07-09 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem mit Aluminium legierten Mehrphasenstahl
ATE432376T1 (de) * 2006-10-30 2009-06-15 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit bor mikrolegierten mehrphasenstahl
PL1918403T3 (pl) * 2006-10-30 2009-10-30 Thyssenkrupp Steel Ag Sposób wytwarzania płaskich produktów stalowych ze stali tworzącej strukturę martenzytyczną
ATE432372T1 (de) * 2006-10-30 2009-06-15 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem ein komplexphasen-gefüge bildenden stahl
DE102006051545A1 (de) * 2006-11-02 2008-05-08 Schaeffler Kg Tiefgezogenes Maschinenbauteil mit wenigstens einer gehärteten Lauf- oder Führungsfläche, insbesondere Motorenelement
KR100985298B1 (ko) * 2008-05-27 2010-10-04 주식회사 포스코 리징 저항성이 우수한 저비중 고강도 열연 강판, 냉연강판, 아연도금 강판 및 이들의 제조방법
US8258432B2 (en) * 2009-03-04 2012-09-04 Lincoln Global, Inc. Welding trip steels
DE102009018683A1 (de) * 2009-04-23 2010-10-28 Sms Siemag Ag Verfahren und Vorrichtung zum Stranggießen einer Bramme
CZ2011612A3 (cs) * 2011-09-30 2013-07-10 Západoceská Univerzita V Plzni Zpusob dosazení TRIP struktury ocelí s vyuzitím deformacního tepla
CN103305759B (zh) * 2012-03-14 2014-10-29 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸700MPa级高强耐候钢制造方法
CN103305770B (zh) * 2012-03-14 2015-12-09 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸550MPa级高强耐大气腐蚀钢带的制造方法
CN103302255B (zh) * 2012-03-14 2015-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸700MPa级高强耐大气腐蚀钢制造方法
DE102012106608A1 (de) 2012-07-20 2014-01-23 Hammelmann Maschinenfabrik Gmbh Reinigungseinrichtung für die Innenwandreinigung von Behältern
EP2690183B1 (fr) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Produit plat en acier laminé à chaud et son procédé de fabrication
CN103215423B (zh) * 2013-04-18 2015-07-15 首钢总公司 一种热轧相变诱导塑性钢卷的生产方法
EP2840159B8 (fr) 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Procédé destiné à la fabrication d'un composant en acier
WO2016100839A1 (fr) 2014-12-19 2016-06-23 Nucor Corporation Tôle d'acier martensitique légère laminée à chaud et son procédé de fabrication
DE102015106780A1 (de) * 2015-04-30 2016-11-03 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Erzeugung eines Warm- oder Kaltbandes aus einem Stahl mit erhöhtem Kupfergehalt
MX2019005636A (es) 2016-11-16 2019-07-04 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
CN106521337B (zh) * 2016-11-17 2018-09-04 成都先进金属材料产业技术研究院有限公司 板坯流程生产相变诱导塑性钢的方法
CN106636925B (zh) * 2016-12-30 2018-05-18 北京科技大学 一种高强塑积冷轧trip钢及其制备方法
CN106636931B (zh) * 2016-12-30 2018-05-18 北京科技大学 一种含δ-铁素体的TRIP钢的制备方法
RU2679786C1 (ru) * 2017-11-13 2019-02-12 Сергей Александрович Ненашев СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ХОЛОДНОКАТАНОЙ СТАЛЬНОЙ ЛЕНТЫ ТОЛЩИНОЙ 0,30-1,5 ММ ИЗ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 800 -1200МПа
RU2687620C2 (ru) * 2017-11-13 2019-05-15 Сергей Александрович Ненашев Способ обработки стальной упаковочной ленты
CN109865806A (zh) * 2018-06-08 2019-06-11 江苏沙钢集团有限公司 一种薄带连铸345MPa级耐候钢及其生产方法
WO2020080552A1 (fr) * 2018-10-19 2020-04-23 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier laminée à chaud et son procédé de fabrication
CN109852892B (zh) * 2019-03-11 2021-04-13 河北工程大学 一种含微量锆的热轧中锰trip钢及其制备方法
CN118639118A (zh) * 2024-08-16 2024-09-13 鞍钢股份有限公司 高成形性485MPa级冷冲压汽车桥壳用钢及其生产方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5842246B2 (ja) * 1979-04-28 1983-09-19 日新製鋼株式会社 複合組織を有する高強度鋼帯の製造方法
JPS6043425A (ja) * 1983-08-15 1985-03-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 熱延高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法
JP2752708B2 (ja) * 1989-07-27 1998-05-18 川崎製鉄株式会社 良加工性高強度熱延薄鋼板およびその製造方法
JPH0432512A (ja) * 1990-05-30 1992-02-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工用高強度複合組織熱延鋼板の製造方法
JPH04363303A (ja) 1991-02-05 1992-12-16 Nippon Paint Co Ltd 連続重合方法および装置
BR9404223A (pt) * 1993-04-26 1995-11-21 Nippon Steel Corp Chapa de aço fina tendo uma excelente capacidade de estitamento-flangeamento e processo para a produção da mesma
JPH08512094A (ja) * 1993-06-29 1996-12-17 ザ ブロークン ヒル プロプライエタリー カンパニー リミテッド 鋼における超微細な顕微鏡組織への歪み誘起変態
EP0666332A4 (fr) * 1993-08-04 1995-12-13 Nippon Steel Corp Acier a resistance a la traction elevee, a resistance a la fatigue et a aptitude au soudage superieures et procede de fabrication.
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
US6190469B1 (en) * 1996-11-05 2001-02-20 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper
KR100273948B1 (ko) * 1996-12-26 2000-12-15 이구택 항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연변태 유기소성강 제조방법
BE1011149A3 (fr) * 1997-05-12 1999-05-04 Cockerill Rech & Dev Acier ductile a haute limite elastique et procede de fabrication de cet acier.
JP3320014B2 (ja) * 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
JPH11172372A (ja) * 1997-12-12 1999-06-29 Nkk Corp 延性および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number Publication date
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DE60009611T2 (de) 2005-03-31
KR20010021143A (ko) 2001-03-15
ATE263846T1 (de) 2004-04-15
CA2314830A1 (fr) 2001-01-30

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