EP1994192B1 - Procédé de fabrication de tôles d'acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites - Google Patents

Procédé de fabrication de tôles d'acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites Download PDF

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EP1994192B1 EP07730968A EP07730968A EP1994192B1 EP 1994192 B1 EP1994192 B1 EP 1994192B1 EP 07730968 A EP07730968 A EP 07730968A EP 07730968 A EP07730968 A EP 07730968A EP 1994192 B1 EP1994192 B1 EP 1994192B1
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steel
steel sheet
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sheet according
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Thierry Iung
Christine Colin
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ArcelorMittal France SA
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Definitions

  • the invention relates to the manufacture of hot rolled sheets of so-called "multiphase" steels, simultaneously having a very high strength and a deformation capacity for carrying out cold forming operations.
  • the invention more specifically relates to predominantly bainitic microstructure steels having a strength greater than 1200 MPa and a yield / strength ratio lower than 0.75.
  • the automotive sector and the general industry are particularly fields of application for these hot-rolled steel sheets.
  • multiphase steels with predominantly bainitic structure have been developed: in the automobile industry or in the general industry, these steels are used with profit for structural parts such as bumper sleepers, uprights, various reinforcements, wear parts resistant to abrasion.
  • the ability to shape these parts requires simultaneously sufficient elongation, greater than 10% and a ratio (yield strength / resistance) not too high so as to have a sufficient plasticity reserve.
  • the patent US 6,364,968 describes the manufacture of niobium or titanium microalloyed hot-rolled sheets with a resistance greater than 780 MPa of bainitic or bainitomensitic structure comprising at least 90% of bainite with a grain size of less than 3 micrometers: the examples in the patent show that the resistance obtained hardly exceeds 1200 MPa, together with a ratio Re / R m greater than 0.75. It is also noted that the carbides present in this type of very predominantly bainitic structure lead to mechanical damage in case of stress, for example in hole expansion tests.
  • the patent US 4,472,208 also describes the manufacture of titanium microalloyed hot-rolled steel sheet with a predominantly bainitic structure, comprising at least 10% of ferrite, and preferably 20 to 50% of ferrite, and a precipitation of titanium carbides TiC. Due to the large amount of ferrite, however, the strength of the grades made according to this invention is less than 1000 MPa, which may be insufficient for some applications.
  • the patent JP2004332100 describes the manufacture of hot-rolled sheet with a resistance greater than 800 MPa, with a predominantly bainitic structure, containing less than 3% of residual austenite. In order to obtain high values of resistance, however, expensive additions of niobium must be made.
  • the patent JP2004190063 discloses the manufacture of hot-rolled high strength steel sheet having a strength-elongation product of greater than 20000 MPa%, and containing austenite. These steels, however, contain expensive additions of copper, in relation to the in sulfur.
  • a high ductility steel having 1% ⁇ Si + Al ⁇ 3% and a structure consisting of martensite and / or lower bainite as well as 5-30% residual austenity with optional participation in Ti, V, Zr or Nb is disclosed in EP725156 .
  • the present invention aims to solve the problems mentioned above. It aims at providing a hot-rolled steel having a mechanical strength greater than 1200 MPa together with good cold formability, a Re / R m ratio of less than 0.75, an elongation at break greater than 10%.
  • the invention also aims at providing a steel that is not very sensitive to damage during cutting by a mechanical method.
  • the invention also aims to have a steel with good toughness so as to withstand the sudden propagation of a defect, especially in case of dynamic solicitation.
  • a Charpy V energy of rupture higher than 28 Joules is sought at 20 ° C.
  • It also aims to have a steel having good weldability by means of the usual assembly processes in a thickness range of from 1 to more than 30 millimeters, in particular during resistance welding or spot welding. arc, in particular in MAG welding ("Metal Active Gas").
  • the invention also aims to provide a steel whose composition does not include expensive micro-alloy elements such as titanium, niobium or vanadium. In this way, the manufacturing cost is lowered and the thermomechanical manufacturing diagrams are simplified. It is also intended to provide a steel having a very high fatigue endurance limit.
  • the invention further aims to provide a manufacturing method in which small variations in the parameters do not lead to significant changes in the microstructure or mechanical properties.
  • the subject of the invention is a hot-rolled steel sheet with a resistance greater than 1200 MPa, a Re / R m ratio of less than 0.75 and an elongation at break greater than 10%, the composition of which contains, the contents being expressed by weight: 0.10% ⁇ C ⁇ 0.25%, 1% ⁇ Mn ⁇ 3%, Al ⁇ 0.015%, Si ⁇ 1.985%, Mo ⁇ 0.30%, Cr ⁇ 1.5%, S ⁇ 0.015%, P ⁇ 0.1%, Co ⁇ 1.5%, B ⁇ 0.005%, it being understood that 1 % ⁇ Si + Al ⁇ 2%, Cr + (3 x Mo) ⁇ 0.3%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration, the microstructure of the steel consisting of at least 75% of bainite, of residual austenite in an amount greater than or equal to 5%, and of martensite in an amount of greater than or equal to 2%.
  • the carbon content of the steel sheet is such that: 0.10% ⁇ C ⁇ 0.15%.
  • the carbon content is such that: 0.15% ⁇ C ⁇ 0.17%.
  • the carbon content is such that: 0.17% ⁇ C ⁇ 0.22%.
  • the carbon content is such that: 0.22% ⁇ C ⁇ 0.25%
  • the composition of the steel comprises: 1% ⁇ Mn ⁇ 1.5%.
  • the composition of the steel is such that: 1.5% ⁇ Mn ⁇ 2.3%.
  • the composition of the steel comprises: 2.3% ⁇ Mn ⁇ 3%
  • the composition of the steel comprises: 1.2% ⁇ Si ⁇ 1.8%.
  • the composition of the steel comprises: 1.2% ⁇ Al ⁇ 1.8%.
  • the composition of the steel is such that: Mo ⁇ 0.010%.
  • the invention also relates to a steel sheet whose carbon content of the residual austenite is greater than 1% by weight.
  • the subject of the invention is also a steel sheet, comprising carbides between the bainite slats, the number N of interlayer carbides greater than 0.1 micrometers per unit area is less than or equal to 50000 / mm 2 .
  • the subject of the invention is also a steel sheet comprising residual martensite-austenite islands, the number of which is N MA per unit area, of residual martensite-austenite islands whose maximum size L max is greater than 2 micrometers and whose elongation factor The max The min is inferior to
  • the invention also relates to a manufacturing method according to which the primary cooling start temperature T DR is set above Ar3, the primary cooling end temperature T FR , the primary cooling rate V R between T DR and T FR , and the secondary cooling rate V ' R , such that the carbon content of the residual austenite is greater than 1% by weight.
  • the invention also relates to a method according to which the primary cooling start temperature T DR is set above Ar3, the primary cooling end temperature T FD is the primary cooling rate V R between T DR and T FR , and the secondary cooling rate V ' R such that the number of interlayer carbides larger than 0.1 micrometers per unit area is less than or equal to 50000 / mm 2 .
  • the invention also relates to a method according to which the primary cooling start temperature T DR is set above Ar3, the primary cooling end temperature T FR , the primary cooling rate V R between T DR and T FR , and the secondary cooling rate V ' R , such that the number N MA per unit area; of residual martensite-austenite islands whose maximum size L max is greater than 2 micrometers and whose elongation factor The max The min is less than 4, ie less than 14000 / mm 2 .
  • the invention also relates to the use of a hot-rolled steel sheet according to the characteristics described above, or manufactured by a method according to one of the above modes, for the manufacture of structural parts. or reinforcing elements, in the automotive field.
  • the invention also relates to the use of a hot-rolled steel sheet according to the characteristics described above, or manufactured by a method according to one of the above modes, for the manufacture of reinforcements and parts. structure for general industry, and abrasion resistance parts.
  • a steel containing about 0.2% C and 1.5% Mn is converted, during a cooling from the austenite, bainite composed of ferrite slats and carbides.
  • the microstructure may contain a greater or lesser amount of pro-eutectoid ferrite formed at a relatively high temperature.
  • the flow limit of this component is low, so that it is not possible to obtain a very high level of resistance when this constituent is present.
  • the steels according to the invention do not include pro-eutectoid ferrite. In this way, the mechanical strength is significantly increased beyond 1200 MPa.
  • the precipitation of interlayer carbides is also delayed, the microstructure then consists of bainite, residual austenite, and martensite resulting from the transformation of the austenite.
  • the structure also has an appearance of thin bainitic packs (a package designating a set of parallel slats within the same austenitic former grain) whose strength and ductility are superior to those of polygonal ferrite.
  • the size of the bainite slats is of the order of a few hundred nanometers, the size of the batten packets, of the order of a few micrometers.
  • carbon plays a very important role in the formation of the microstructure and in the mechanical properties: From an austenitic structure formed at high temperature after rolling of a hot sheet a bainitic transformation occurs, and bainitic ferrite slats are initially formed within a matrix still predominantly austenitic. Due to the solubility Very lower carbon in ferrite compared to that in austenite, the carbon is rejected between slats. Thanks to certain alloying elements present in the compositions according to the invention, in particular thanks to the combined additions of silicon and aluminum, the precipitation of carbides, in particular cementite, occurs in a very limited manner.
  • the untransformed austenite interlayer is progressively enriched in carbon substantially without significant precipitation of carbides intervening at the austenite-bainite interface.
  • This enrichment is such that the austenite is stabilized, that is to say that the martensitic transformation of most of this austenite practically does not occur during cooling to room temperature.
  • a limited amount of martensite appears as islets, contributing to increased resistance.
  • Carbon also delays the formation of pro-eutectoid ferrite, the presence of which must be avoided to obtain high levels of mechanical strength.
  • the carbon content is between 0.10 and 0.25% by weight: Below 0.10%, sufficient strength can not be obtained and the stability of the residual austenite is not not satisfactory. Beyond 0.25%, the weldability is reduced by the formation of low-tenacity microstructures in the heat-affected zone or in the melted zone under autogenous welding conditions.
  • the carbon content is between 0.10 and 0.15%: within this range, the weldability is very satisfactory and the toughness obtained is particularly high. Continuous casting is particularly easy because of a favorable solidification mode.
  • the carbon content is greater than 0.15% and less than or equal to 0.17%: within this range, the weldability is satisfactory and the toughness obtained is high.
  • the carbon content is greater than 0.17% and less than or equal to 0.22%: this range of compositions optimally combines strength properties on the one hand, ductility, toughness and weldability on the other hand.
  • the carbon content is greater than 0.22% and less than or equal to 0.25%: in this way the highest levels of mechanical strength are obtained at the cost of a slight decrease in toughness. .
  • an addition of manganese stabilizes the austenite by lowering the transformation temperature Ar 3.
  • Manganese also helps to deoxidize steel during liquid phase processing.
  • the addition of manganese also contributes to effective solid solution hardening and increased strength.
  • the manganese is between 1 and 1.5%: in this way a satisfactory curing is combined without risk of formation of harmful band structure.
  • the manganese content is greater than 1.5% and less than or equal to 2.3%. In this way, the effects sought above are obtained without, however, excessively increasing the quenchability in the welded joints.
  • the manganese is greater than 2.3% and less than or equal to 3%.
  • Aluminum is a very effective element for the deoxidation of steel. As such, its content is greater than or equal to 0.015%. Like silicon, it is very slightly soluble in cementite and stabilizes the residual austenite.
  • the silicon content is between 1.2 and 1.8%: in this way, the precipitation of carbides is avoided and excellent weldability is obtained; there is no cracking in MAG welding, with sufficient latitude in terms of welding parameters. Spot resistance welds are also free from defects. Moreover, since silicon stabilizes the ferritic phase, an amount of less than or equal to 1.8% makes it possible to avoid the formation of undesirable pro-eutectoid ferrite. An excessive addition of silicon also causes the formation of strongly adherent oxides and the possible appearance of surface defects, leading in particular to a lack of wettability in dip galvanizing operations.
  • these effects are obtained when the aluminum content is between 1.2 and 1.8%.
  • the effects of aluminum are indeed very similar to those noted above for silicon.
  • the risk of occurrence of superficial defects is however reduced.
  • Molybdenum retards bainitic transformation contributes to hardening by solid solution and also refines the size of the bainitic slats formed.
  • the molybdenum content is less than or equal to 0.3% to prevent the excessive formation of quenching structures.
  • chromium has a substantially similar effect to molybdenum since it also helps to prevent the formation of pro-eutectoid ferrite and the hardening and refinement of the bainitic microstructure.
  • the contents of chromium and molybdenum are such that:
  • coefficients of chromium and molybdenum in this relation reflect the respective greater or lesser ability of these two elements to retard the ferritic transformation: when the above inequality is satisfied, the formation of pro-eutectoid ferrite is avoided in the specific cooling conditions according to the invention.
  • molybdenum is an expensive element: the inventors have demonstrated that it is possible to manufacture a steel particularly economically by limiting the molybdenum content to 0.010% and compensating for this reduction by adding chromium to respect the relationship. : Cr + (3 x Mo) ⁇ 0.3%.
  • Phosphorus is a known element to segregate at grain boundaries. Its content must be limited to 0.1% in order to maintain sufficient hot ductility. The sulfur and phosphorus limitations also make it possible to obtain good weldability in spot welding.
  • the steel may also comprise cobalt: in an amount of less than or equal to 1.5%, this hardening element makes it possible to increase the carbon content in the residual austenite. The quantity must also be limited for reasons of cost.
  • the steel may also include boron in an amount less than or equal to 0.005%. Such addition increases quenchability and contributes to the removal of pro-eutectoid ferrite. It also allows to increase the levels of resistance.
  • the rest of the composition consists of unavoidable impurities resulting from the preparation, such as, for example, nitrogen.
  • the microstructure of the steel consists of at least 75% of bainite, of residual austenite in an amount greater than or equal to 5%, and of martensite in an amount of greater than or equal to 2%, these contents being referring to surface percentages.
  • This bainitic majority structure without proeutectoid ferrite, gives a very good resistance to further mechanical damage.
  • the microstructure of the hot-rolled sheet according to the invention contains a quantity greater than or equal to 5% of residual austenite, which is preferred rich in carbon, stabilized at ambient temperature, in particular by the additions of silicon and aluminum.
  • the residual austenite is in the form of islands and interlayer films in the bainite, ranging from a few hundredths of a micrometer to a few micrometers.
  • a residual austenite amount of less than 5% does not allow interlayer films to significantly increase the resistance to damage.
  • the carbon content of the residual austenite is greater than 1% in order to reduce the formation of carbides and to obtain residual austenite sufficiently stable at ambient temperature.
  • the figure 2 shows an example of a microstructure of a steel sheet according to the invention:
  • the residual austenite A in surface area content of 7% appears in white, in the form of islands or films.
  • Martensite M in area content here equal to 15%, is here in the form of very dark constituent on a bainitic matrix B appearing in gray.
  • the local carbon content and thus the local hardenability may vary. Residual austenite is then locally associated with martensite within these islets, which are referred to as "MA" islands, associating Martensite and residual Austenite.
  • MA residual austenite
  • the morphology of the islets MA can be revealed by means of appropriate chemical reagents known per se: after chemical attack, the MA islands appear for example in white on a bainitic matrix more or less dark. These islets are observed by light microscopy at magnitudes ranging from 500 to 1500x approximately on a surface that has a statistically representative population.
  • the number of islets N MA per unit area must be less than 14000 / mm 2 .
  • the structure of the steels according to the invention also contains, in addition to the bainite and the residual austenite, martensite in an amount greater than or equal to 2%: this characteristic allows additional hardening which makes it possible to obtain superior mechanical strength. at 1200 MPa.
  • the number of carbides located in position interlatts is limited.
  • N the number of interlayer carbides greater than 0.1 micrometers per unit area, should be less than 50000 / mm 2 , otherwise the damage becomes excessive in case of subsequent solicitation, for example during hole expansion tests.
  • the excessive presence of carbides can cause early initiation of fracture and reduced toughness.
  • the cast semifinished products are first brought to a temperature higher than 1150 ° C. to reach at any point a temperature favorable to the high deformations which the steel will undergo during rolling.
  • the hot rolling step of these semi-finished products starting at more than 1150 ° C. can be done directly after casting so well. that an intermediate heating step is not necessary in this case.
  • the semi-finished product is hot-rolled in a temperature range where the structure of the steel is totally austenitic up to an end-of-rolling temperature T FL , with reference to the figure 1 attached.
  • This figure shows a thermomechanical manufacturing diagram 1 according to the invention, as well as a transformation diagram indicating the zones of ferritic transformation 2 bainitic 3 and martensitic 4.
  • Controlled cooling is then performed, starting at a temperature T DR , located above Ar3 (ferritic transformation start temperature from austenite) and ending at a temperature T FR (end-of-cooling temperature). Between T DR and T FR is equal to V R.
  • This cooling and the associated speed V R are called primary.
  • the speed V R is between 50 and 90 ° C / s: When the cooling rate is less than 50 ° C / s; pro-eutectoid ferrite is formed which is detrimental to high resistance characteristics. According to the invention, the ferritic transformation is thus avoided from the austenite.
  • the cooling range according to the invention is advantageous from an industrial point of view since it is not necessary to cool the sheet very rapidly after hot rolling, for example at a speed of the order of 200 ° C. / s, which avoids the need for expensive specific installations.
  • the cooling rate range according to the invention can be obtained by spraying water or air-water mixture, depending on the thickness of the sheet.
  • the process may also be carried out according to the following variant: From the temperature T DR , rapid cooling is carried out up to a temperature T I of less than or equal to 650 ° C. The speed V R1 of this rapid cooling is greater than 70 ° C / s. Cooling is then carried out to a temperature T FR so that the average cooling rate between T DR and T FR is between 20 and 90 ° C / s.
  • This variant has the advantage of requiring slower cooling on average between T DR and T FR than in the previous variant, subject to performing a faster cooling at the speed V R1 from T DR to guarantee the absence of proeutectoid ferrite.
  • the first case corresponds to the manufacture of thin sheets of thickness, up to about 15mm, hot-wound, and thus cooled slowly after the winding operation.
  • the second case corresponds to the manufacture of sheets of greater thickness non-hot rolled: according to the thickness of the sheets, the cooling rates greater than 2 ° C / min and lower or equal to 600 ° C / min correspond to slightly accelerated cooling or air cooling.
  • the process has a low sensitivity to a variation of the manufacturing parameters.
  • the secondary cooling associated with a temperature T FR between B ' S and M S + 50 ° C makes it possible to control the bainitic transformation from austenite, to locally enrich this austenite so as to stabilize it, and to obtain a ratio (bainite / residual austenite / martensite) appropriate.
  • These parameters can also be adjusted to obtain a particular morphology and nature of the MA islands, in particular chosen so that the number N MA of islands of martensite-residual austenite whose size is greater than 2 micrometers and whose elongation factor is less than 4, ie less than 14000 / mm 2 .
  • These parameters can also be adjusted so that the carbon content of the residual austenite is greater than 1% by weight.
  • a cooling rate V R will be chosen which is not too high so as to avoid excessive formation of coarse MA islands.
  • the parameters V R , T FR , V ' R can also be adjusted so that the number N of bainitic carbides of size greater than 0.1 micrometer by unit area is less than or equal to 50000 / mm 2 .
  • the MA islets have been highlighted by Klemm's reagent. Their morphology was examined using image analysis software to determine the parameter N MA . In some cases, the presence of carbides greater than 0.1 micron in the bainitic phase was investigated by Nital etching and observation at high magnification. The number N (/ mm 2 ) of interlayer carbides larger than 0.1 micrometer was determined.
  • the tensile mechanical properties obtained were given in Table 3 below.
  • the Re / Rm ratio was also indicated.
  • the KCV fracture energy at 20 ° C was determined from V resilient test pieces.
  • the steel sheets I-1 to I-9 in accordance with the invention have a particularly advantageous combination of mechanical properties: on the one hand a mechanical strength greater than 1200 MPa, on the other hand an elongation at break greater than 10%. and a ratio Re / Rm of less than 0.75 ensuring good formability.
  • the steels according to the invention also have a Charpy V fracture energy at room temperature greater than 28 Joules. This high tenacity allows the manufacture of parts resistant to the sudden propagation of a defect especially in case of dynamic stresses.
  • the microstructures of steels according to the invention have a number of islands N MA less than 14,000 / mm 2.
  • the steel sheets I-2a and I-5a have a small surface proportion of large and large islets of MA, respectively 10500 and 13600 compounds per mm 2 .
  • the steels according to the invention also have good resistance to damage in the event of cutting, since the damage factor ⁇ is limited to -12 or -13%.
  • R-1 steel is deficient in chromium and / or molybdenum.
  • the cooling conditions relating to steels R-1 to R-3 (V R too high, T FR too low) are not suitable for the formation of a fine bainitic structure.
  • the absence of martensite does not allow sufficient hardening, the resistance is significantly lower than 1200 MPa and the ratio Re / R m is excessive.
  • R-6 steel has an excessive carbon content, leading to a high martensite content due to its high hardenability; its bainite and austenite content is insufficient.
  • the steel sheet R-6 therefore has insufficient resistance to the sudden propagation of a defect since its Charpy V fracture energy at 20 ° C is much lower than 28 Joules.
  • Steel sheets R-7a and R7-b also have an excessive carbon content.
  • the transition temperature at the 28 Joule level estimated from specimens of reduced thickness, is higher than the ambient temperature, testifying to poor toughness. Welding ability is reduced. It will be noted that, despite their higher carbon content, these steel sheets do not have a greater mechanical strength than that of the steels of the invention.
  • the R-9 steel sheet was cooled at an excessive speed until the cooling end temperature was too low. As a result, the structure is almost completely martensitic and the elongation at break is insufficient.
  • the invention enables the manufacture of bainitic matrix steel sheets without the addition of expensive microalloy elements. These combine very high strength and high ductility. Thanks to their high strength, these steel sheets are suitable for the manufacture of elements undergoing cyclic mechanical stresses.
  • the steel sheets according to the invention are used profitably for the manufacture of structural parts or reinforcement elements in the automotive field and general industry.

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Description

  • L'invention concerne la fabrication de tôles laminées à chaud d'aciers dits « multiphasés », présentant simultanément une très haute résistance et une capacité de déformation permettant de réaliser des opérations de mise en forme à froid. L'invention concerne plus précisément des aciers à microstructure majoritairement bainitique présentant une résistance supérieure à 1200 MPa et un rapport limite d'élasticité/résistance inférieur à 0,75. Le secteur automobile et l'industrie générale constituent notamment des domaines d'application de ces tôles d'aciers laminées à chaud.
  • Il existe en particulier dans l'industrie automobile un besoin continu d'allègement des véhicules et d'accroissement de la sécurité. C'est ainsi que l'on a proposé plusieurs familles d'aciers offrant différents niveaux de résistance :
    • On a tout d'abord proposé des aciers comportant des éléments de micro-alliage dont le durcissement est obtenu simultanément par précipitation et par affinement de la taille de grains. Le développement de ces aciers a été suivi par celui d'aciers « Dual-Phase » où la présence de martensite au sein d'une matrice ferritique permet d'obtenir une résistance supérieure à 450MPa associée à une bonne aptitude au formage à froid.
  • Dans le but d'obtenir des niveaux de résistance encore supérieurs, on a développé des aciers présentant un comportement « TRIP » (Transformation Induced Plasticity ») avec des combinaisons de propriétés (résistance-aptitude à la déformation) très avantageuses : ces propriétés sont liées à la structure de ces aciers constituée d'une matrice ferritique comportant de la bainite et de l'austénite résiduelle. L'austénite résiduelle est stabilisée grâce à une addition de silicium ou d'aluminium, ces éléments retardant la précipitation des carbures dans l'austénite et dans la bainite. La présence d'austénite résiduelle confère une ductilité élevée à une tôle non déformée. Sous l'effet d'une déformation ultérieure, par exemple lors d'une sollicitation uniaxiale, l'austénite résiduelle d'une pièce en acier TRIP se transforme progressivement en martensite, ce qui se traduit par une consolidation importante et retarde l'apparition d'une striction.
  • Pour atteindre une résistance encore plus élevée, c'est à dire un niveau supérieur à 800-1000 MPa, on a développé des aciers multiphasés à structure majoritairement bainitiques : dans l'industrie automobile ou dans l'industrie générale, ces aciers sont utilisés avec profit pour des pièces structurales telles que traverses de pare-chocs, montants, renforts divers, pièces d'usures résistantes à l'abrasion. L'aptitude à la mise en forme de ces pièces requiert cependant simultanément un allongement suffisant, supérieur à 10% ainsi qu'un rapport (limite d'élasticité/résistance) pas trop élevé de façon à disposer d'une réserve de plasticité suffisante.
  • Le brevet US 6,364,968 décrit la fabrication de tôles laminées à chaud micro-alliées au niobium ou au titane, d'une résistance supérieure à 780MPa de structure bainitique ou bainito-martensitique comportant au moins 90% de bainite avec une taille de grain inférieure à 3 micromètres: les exemples de réalisation dans le brevet montrent que la résistance obtenue dépasse à peine 1200MPa, conjointement à un rapport Re/Rm supérieur à 0,75. On note également que les carbures présents dans ce type de structure très majoritairement bainitique conduisent à un endommagement mécanique en cas de sollicitation, par exemple dans des essais d'expansion de trous.
  • Le brevet US 4,472,208 décrit également la fabrication de tôles d'acier laminées à chaud micro-alliées au titane à structure majoritairement bainitique, comprenant au moins 10% de ferrite, et préférentiellement 20 à 50% de ferrite, ainsi qu'une précipitation de carbures de titane TiC. En raison de l'importante quantité de ferrite, la résistance des nuances fabriquées selon cette invention est cependant inférieure à 1000MPa, valeur qui peut être insuffisante pour certaines applications.
  • Le brevet JP2004332100 décrit la fabrication de tôles laminées à chaud à résistance supérieure à 800 MPa, à structure majoritairement bainitique, contenant moins de 3% d'austénite résiduelle. Afin d'obtenir des valeurs élevées de résistance, des additions coûteuses de niobium doivent cependant être effectuées.
  • Le brevet JP2004190063 décrit la fabrication de tôles d'acier laminées à chaud à haute résistance dont le produit résistance-allongement est supérieur à 20000 MPa.%, et contenant de l'austénite, Ces aciers contiennent cependant des additions coûteuses de cuivre, en relation avec la teneur en soufre. Un acier à haute ductilité ayant 1%≤Si+Al≤3% et une structure constituée de martensite et/ou de bainite inférieure ainsi que 5-30% d'austénité résiduelle avec une participation facultative eu Ti, V, Zr ou Nb est divulgué dans EP725156 .
  • La présente invention a pour but de résoudre les problèmes évoqués ci-dessus. Elle vise à mettre à disposition un acier laminé à chaud présentant une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa conjointement avec une bonne formabilité à froid, un rapport Re/Rm inférieur à 0,75, un allongement à rupture supérieur à 10%. L'invention vise également à mettre à disposition un acier peu sensible à l'endommagement lors de la découpe par un procédé mécanique.
  • Elle vise également à disposer d'un acier présentant une bonne ténacité de façon à résister à la propagation brutale d'un défaut, notamment en cas de sollicitation dynamique. On recherche une énergie de rupture Charpy V supérieure à 28 Joules à 20°C. Elle- vise également à disposer d'un acier présentant une bonne aptitude au soudage au moyen des procédés d'assemblage usuels dans une gamme d'épaisseur allant de 1 à plus de 30 millimètres, notamment lors du soudage par résistance par points ou à l'arc, en particulier en soudage MAG (« Metal Active Gas »). L'invention vise également à mettre à disposition un acier dont la composition ne comporte pas d'éléments de micro-alliage coûteux tels que le titane, le niobium ou le vanadium. De la sorte, le coût de fabrication est abaissé et les schémas de fabrication thermomécaniques sont simplifiés. Elle vise encore à mettre à disposition un acier présentant une limite d'endurance en fatigue très élevée. L'invention vise de plus à mettre à disposition un procédé de fabrication dont de faibles variations des paramètres n'entraînent pas de modifications importantes de la microstructure ou des propriétés mécaniques.
  • Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition contient, les teneurs étant exprimées en poids : 0,10% ≤ C ≤ 0,25%, 1%≤ Mn ≤ 3%, Al ≥ 0,015 %, Si≤1,985%, Mo ≤ 0,30%, Cr ≤ 1,5%, S ≤ 0,015%, P≤ 0,1%, Co≤1,5%, B ≤ 0,005%, étant entendu que 1% ≤Si+Al ≤2%, Cr+(3 x Mo) ≥0,3%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de l'acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
  • Préférentiellement, la teneur en carbone de la tôle d'acier est telle que : 0,10% ≤ C ≤ 0,15%.
  • Préférentiellement encore, la teneur en carbone est telle que : 0,15% < C ≤ 0,17%.
  • Selon un mode préféré, la teneur en carbone est telle que : 0,17% < C ≤ 0,22%.
  • Préférentiellement, la teneur en carbone est telle que : 0,22% < C ≤ 0,25% Selon un mode de réalisation préféré, la composition de l'acier comprend : 1% ≤Mn ≤ 1,5%.
  • Préférentiellement encore, la composition de l'acier est telle que : 1,5% <Mn ≤ 2,3%.
  • A titre préférentiel, la composition de l'acier comprend : 2,3% <Mn ≤ 3%
  • Selon un mode préféré, la composition de l'acier comprend : 1,2% ≤Si ≤ 1,8%.
  • Préférentiellement, la composition de l'acier comprend : 1,2% ≤Al ≤ 1,8%.
  • Selon un mode préféré, la composition de l'acier est telle que : Mo ≤0,010%.
  • L'invention a également pour objet une tôle d'acier dont la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1% en poids.
  • L'invention a également pour objet une tôle d'acier, comportant des carbures entre les lattes de bainite, dont le nombre N de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface est inférieur ou égal à 50000/mm2.
  • L'invention a également pour objet une tôle d'acier comportant des îlots de martensite-austénite résiduelle, dont le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation L max L min
    Figure imgb0001
     est inférieur à
    • 4, est inférieur à 14000/mm2.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%,selon lequel :
    • on approvisionne un acier de composition ci-dessus
    • on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    • on porte le demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    • on lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
    • puis on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température de transformation TFR de telle sorte que la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR soit comprise entre 50 et 90°C/s et que la température TFR soit comprise entre B's et MS+50°C, B'S désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et MS désignant la température de début de transformation martensitique, puis
    • on refroidit la tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
    • la température B's étant égale à Bs lorsque la vitesse V'R est supérieure ou égale à 0,08°C/min et inférieure ou égale à 2°C/min
    • la température B's étant égale à Bs+60°C lorsque la vitesse V'R est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel :
    • on approvisionne un acier de composition ci-dessus,
    • on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    • on porte le demi-produit à une température supérieure à 1150°C et on le lamine à chaud dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis
    • on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température intermédiaire TI avec une vitesse de refroidissement VR1 supérieure ou égale à 70°C/s, la température TI étant inférieure ou égale à 650°C, puis
    • on refroidit la tôle à partir de la température TI jusqu'à une température TFR, la température TFR étant comprise entre B'S et MS+50°C, B'S désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et MS désignant la température de début de transformation martensitique,
      de telle sorte que la vitesse de refroidissement entre la température TDR et la température TFR soit comprise entre 20 et 90°C/s, puis
    • on refroidit la tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
    • la température B's étant égale à Bs lorsque la vitesse V'R est comprise entre 0,08 et 2°C/min
    • la température B's étant égale à Bs+60°C lorsque la vitesse V'R est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel
    • on approvisionne un acier de composition ci-dessus
    • on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    • on porte le demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    • on lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
    • on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R de telle sorte que la microstructure de l'acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids.
  • L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFD, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R de telle sorte que le nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2.
  • L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre NMA par unité de surface; d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation L max L min
    Figure imgb0002
     est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2.
  • L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon les caractéristiques décrites ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans le domaine automobile.
  • L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon les caractéristiques décrites ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de renforts et pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à l'abrasion.
  • D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront au cours de la description ci-dessous, donnée à titre d'exemple et faite en référence aux figues annexée ci-jointe selon lesquelles :
    • La figure 1 présente une description schématique d'un mode de réalisation du procédé de fabrication selon l'invention, en relation avec un diagramme de transformation à partir de l'austénite.
    • La figure 2 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention.
  • Dans des conditions de refroidissement usuelles après laminage à chaud, un acier contenant environ 0,2%C et 1,5%Mn se transforme, lors d'un refroidissement effectué à partir de l'austénite, en bainite composée de lattes de ferrite et de carbures. De plus, la microstructure peut contenir une quantité plus ou moins importante de ferrite pro-eutectoïde formée à température relativement élevée. Cependant, la limite d'écoulement de ce constituant est faible, si bien qu'il n'est pas possible d'obtenir un niveau de résistance très élevé lorsque ce constituant est présent. Les aciers selon l'invention ne comportent pas de ferrite pro-eutectoïde. De la sorte, la résistance mécanique est accrue de façon importante, au delà de 1200MPa. Grâce aux compositions selon l'invention, la précipitation de carbures interlattes est également retardée, la microstructure est alors constituée de bainite, d'austénite résiduelle, et de martensite résultant de la transformation de l'austénite. La structure présente de plus un aspect de fins paquets bainitiques (un paquet désignant un ensemble de lattes parallèles au sein d'un même ancien grain austénitique) dont la résistance et la ductilité sont supérieures à celles de la ferrite polygonale. La taille des lattes de bainite est de l'ordre de quelques centaines de nanomètres, la taille des paquets de lattes, de l'ordre de quelques micromètres.
  • En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle très important sur la formation de la microstructure et sur les propriétés mécaniques : A partir d'une structure austénitique formée à haute température après laminage d'une tôle à chaud, une transformation bainitique intervient, et des lattes de ferrite bainitique sont formées initialement au sein d'une matrice encore majoritairement austénitique. En raison de la solubilité très inférieure du carbone dans la ferrite par rapport à celle dans l'austénite, le carbone est rejeté entre les lattes. Grâce à certains éléments d'alliage présents dans les compositions selon l'invention, en particulier grâce aux additions combinées de silicium et d'aluminium, la précipitation de carbures, notamment de cémentite, intervient de façon très limitée. Ainsi, l'austénite interlattes, non encore transformée, s'enrichit progressivement en carbone pratiquement sans qu'une précipitation significative de carbures n'intervienne à l'interface austénite-bainite. Cet enrichissement est tel que l'austénite est stabilisée, c'est à dire que la transformation martensitique de la plus grande partie de cette austénite n'intervient pratiquement pas lors du refroidissement jusqu'à la température ambiante. Une quantité limitée de martensite apparaît sous forme d'îlots, contribuant à l'augmentation de la résistance.
  • Le carbone retarde également la formation de la ferrite pro-eutectoïde dont la présence doit être évitée pour obtenir des niveaux élevés de résistance mécanique.
  • Selon l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,25% en poids: Au dessous de 0,10%, une résistance suffisante ne peut pas être obtenue et la stabilité de l'austénite résiduelle n'est pas satisfaisante. Au delà de 0,25%, la soudabilité est réduite par en raison de la formation de microstructures de faible ténacité dans la Zone Affectée par la Chaleur ou dans la zone fondue en conditions de soudage autogène.
  • Selon un premier mode préféré, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,15% : au sein de cette plage, la soudabilité est très satisfaisante et la ténacité obtenue est particulièrement élevée. La fabrication par coulée continue est particulièrement aisée en raison d'un mode de solidification favorable.
  • Selon un second mode préféré, la teneur en carboné est supérieure à 0,15% et inférieure ou égale à 0.17% : au sein de cette plage, la soudabilité est satisfaisante et la ténacité obtenue est élevée.
  • Selon un troisième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,17% et inférieure ou égale à 0,22% : cette gamme de compositions combine de façon optimale des propriétés de résistance d'une part, de ductilité, de ténacité et de soudabilité d'autre part.
  • Selon un quatrième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,22% et inférieure ou égale à 0,25% : on obtient de la sorte les niveaux de résistance mécanique les plus élevées au prix d'une légère diminution de la ténacité.
  • En quantité comprise entre 1 et 3% en poids, une addition de manganèse, élément à caractère gammagène, stabilise l'austénite en abaissant la température de transformation Ar3. Le manganèse contribue également à désoxyder l'acier lors de l'élaboration en phase liquide. L'addition de manganèse participe également à un durcissement efficace en solution solide et à l'obtention d'une résistance accrue. Préférentiellement, le manganèse est compris entre 1 et 1,5% : on combine de la sorte un durcissement satisfaisant sans risque de formation de structure en bandes néfaste. Préférentiellement encore, la teneur en manganèse est supérieure à 1,5% et inférieure ou égale à 2,3%. De la sorte, les effets recherchés ci-dessus sont obtenus sans pour autant augmenter de façon excessive la trempabilité dans les assemblages soudés. A titre également préférentiel, le manganèse est supérieur à 2,3% et inférieur ou égal à 3%. Au delà de 3%, le risque de précipitation de carbures
    ou de formation de structures en bandes néfaste, devient trop important. Dans les conditions définies selon l'invention, en combinaison avec les additions de molybdène et/ou de chrome, une résistance supérieure à 1300MPa peut être obtenue.
  • Le silicium et l'aluminium, de façon conjointe, jouent un rôle important selon l'invention.
  • Le silicium inhibe la précipitation de la cémentite lors du refroidissement à partir de l'austénite en retardant considérablement la croissance des carbures : 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 : de la sorte, si un germe éventuel de cémentite se forme à l'interface ferrite-austénite, le silicium est rejeté à l'interface. L'activité du carbone est alors augmentée dans cette zone austénitique enrichie en silicium. La croissance de la cémentite est alors ralentie puisque le gradient de carbone entre la cémentite et la zone austénitique avoisinante est réduit. Une addition de silicium contribue donc à stabiliser une quantité suffisante d'austénite résiduelle sous forme de films fins qui augmentent localement la résistance à l'endommagement et qui évitent la formation de carbures fragilisants.
  • L'aluminium est un élément très efficace pour la désoxydation de l'acier. A ce titre, sa teneur est supérieure ou égale à 0,015%. Comme le silicium, il est très peu soluble dans la cémentite et stabilise l'austénite résiduelle.
  • On a mis en évidence que les effets de l'aluminium et du silicium sur la stabilisation de l'austénite sont très semblables : Lorsque les teneurs en silicium et en aluminium sont telles que : 1%≤Si+Al≤2%, une stabilisation satisfaisante de l'austénite est obtenue, qui permet de former les microstructures recherchées tout en conservant des propriétés d'usage satisfaisantes. Compte tenu du fait que la teneur minimale en aluminium est de 0,015%, la teneur en silicium est inférieure ou égale à 1,985%.
  • Préférentiellement, la teneur en silicium est comprise entre 1,2 et 1,8% : de la sorte, on évite la précipitation de carbures et l'on obtient une excellente soudabilité ; on ne constate pas de fissuration en soudage MAG, avec une latitude suffisante en termes de paramètres de soudage. Les soudures par résistance par points sont également exemptes de défauts. Par ailleurs, comme le silicium stabilise la phase ferritique, une quantité inférieure ou égale à 1,8% permet d'éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde indésirable. Une addition excessive de silicium provoque également la formation d'oxydes fortement adhérents et l'apparition éventuelle de défauts de surface, conduisant notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé.
  • Préférentiellement encore, ces effets sont obtenus lorsque la teneur en aluminium est comprise entre 1,2 et 1,8%. A teneur équivalente, les effets de l'aluminium sont en effet très semblables à ceux constatés ci-dessus pour le silicium. Le risque d'apparition de défauts superficiels est cependant réduit.
  • Le molybdène retarde la transformation bainitique, contribue au durcissement par solution solide et affine également la taille des lattes bainitiques formées.
  • Selon l'invention, la teneur en molybdène est inférieure ou égale à 0,3% pour éviter la formation excessive de structures de trempe.
  • En quantité inférieure à 1,5%, le chrome a un effet sensiblement analogue au molybdène puisqu'il contribue également à éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde ainsi qu'au durcissement et à l'affinement de la microstructure bainitique.
  • Selon l'invention, les teneurs en chrome et le molybdène sont telles que :
  • Cr+(3 x Mo) ≥0,3%.
  • Les coefficients du chrome et du molybdène dans cette relation traduisent l'aptitude respective plus ou moins grande de ces deux éléments à retarder la transformation ferritique : lorsque l'inégalité ci-dessus est satisfaite, la formation de ferrite pro-eutectoïde est évitée dans les conditions de refroidissement spécifiques selon l'invention.
  • Cependant, le molybdène est un élément coûteux : les inventeurs ont mis en évidence que l'on pouvait fabriquer un acier de façon particulièrement économique en limitant la teneur en molybdène à 0,010% et en compensant cette réduction par une addition de chrome pour respecter la relation : Cr+(3 x Mo) ≥0,3%.
  • En quantité supérieure à 0,015%, le soufre tend à précipiter en quantité excessive sous forme de sulfures de manganèse qui réduisent fortement l'aptitude à la mise en forme.
  • Le phosphore est un élément connu pour ségréger aux joints de grains. Sa teneur doit être limitée à 0,1% de façon à maintenir une ductilité à chaud suffisante. Les limitations en soufre et en phosphore permettent également d'obtenir une bonne soudabilité en soudage par points.
  • L'acier peut également comprendre du cobalt : en quantité inférieure ou égale à 1,5%, cet élément durcissant permet d'augmenter la teneur en carbone dans l'austénite résiduelle La quantité doit être également limitée pour des raisons de coûts.
  • L'acier peut également comprendre du bore en quantité inférieure ou égale à 0,005%. Une telle addition augmente la trempabilité et contribue à la suppression de la ferrite pro-eutectoïde. II permet d'aussi d'augmenter les niveaux de résistance.
  • Le reste de la composition est constitué d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, telles que par exemple l'azote.
  • Selon l'invention, la microstructure de l'acier est constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%, ces teneurs se référant à des pourcentages surfaciques. Cette structure bainitique majoritaire, sans ferrite proeutectoïde, confère une très bonne résistance à un endommagement mécanique ultérieur.
  • La microstructure de la tôle laminée à chaud selon l'invention contient une quantité supérieure ou égale à 5% d'austénite résiduelle, que l'on préfère riche en carbone, stabilisée à température ambiante notamment par les additions de silicium et d'aluminium. L'austénite résiduelle se présente sous forme d'îlots et de films interlattes dans la bainite, allant de quelques centièmes de micromètres à quelques micromètres.
  • Une quantité d'austénite résiduelle inférieure à 5% ne permet pas que les films interlattes augmentent de façon significative la résistance à l'endommagement.
  • Préférentiellement, la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1 % afin de réduire la formation des carbures et d'obtenir une austénite résiduelle suffisamment stable à température ambiante.
  • La figure 2 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention : L'austénite résiduelle A en teneur surfacique ici égale à 7%, apparaît en blanc, sous forme d'îlots ou de films. La martensite M, en teneur surfacique ici égale à 15%, se présente ici sous la forme de constituant très sombre sur une matrice bainitique B apparaissant en gris.
  • Au sein de certains îlots, la teneur locale en carbone et donc la trempabilité locale peuvent varier. L'austénite résiduelle est alors associée localement à de la martensite au sein de ces îlots, que l'on désigne sous le terme d'îlots « M-A », associant Martensite et Austénite résiduelle. Dans le cadre de l'invention, on a mis en évidence qu'une morphologie spécifique des îlots M-A était à rechercher particulièrement. La morphologie des îlots M-A peut être révélée au moyen de réactifs chimiques appropriés et connus en eux-mêmes : après attaque chimique, les îlots M-A apparaissent par exemple en blanc sur une matrice bainitique plus ou moins sombre. On observe ces îlots par microscopie optique à des grandissements allant de 500 à 1500x environ sur une surface qui présente une population statistiquement représentative.
  • On détermine, par exemple au moyen d'un logiciel d'analyse d'images connu en lui-même, tel que par exemple le logiciel Visilog® de la société Noesis, la taille maximale Lmax et minimale Lmin de chacun des îlots. Le rapport entre la taille maximale et minimale L max L min
    Figure imgb0003
     caractérise le facteur d'élongation d'un îlot donné. Selon l'invention, une ductilité particulièrement élevée est obtenue en réduisant le nombre NMA d'îlots M-A dont la longueur maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à 4.
  • Ces îlots massifs et de grande taille se révèlent des zones d'amorçage privilégiées lors d'une sollicitation mécanique ultérieure. Selon l'invention, le nombre d'îlots NMA par unité de surface doit être inférieur à 14000 /mm2.
  • La structure des aciers selon l'invention contient également, en complément de la bainite et de l'austénite résiduelle, de la martensite en quantité supérieure ou égale à 2% : cette caractéristique permet un durcissement supplémentaire qui permet d'obtenir une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa.
  • Préférentiellement, le nombre de carbures situés en position interlattes, généralement plus grossiers, de taille supérieure à 0,1 micromètre, est limité.
  • Ces carbures peuvent être observés par exemple en microscopie optique à un grandissement supérieur ou égal à 1000x. On a mis en évidence que N, nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface, devait être inférieur à 50000/mm2, faute de quoi l'endommagement devient excessif en cas de sollicitation ultérieure, par exemple lors d'essais d'expansion de trous. De plus, la présence excessive des carbures peut être à l'origine d'un amorçage précoce de la rupture et d'une réduction de la ténacité.
  • La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud selon l'invention est la suivante :
    • On approvisionne un acier de composition selon l'invention
    • On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots, ou en continu sous forme de brames d'épaisseur de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la Coulée sous forme de brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur, ou de bandes minces, entre cylindres d'acier contre-rotatifs.
  • Les demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température supérieure à 1150°C pour atteindre en tout point une température favorable aux déformations élevées que va subir l'acier lors du laminage.
  • Naturellement, dans le cas d'une coulée directe de brames minces ou de bandes minces entré cylindres contra-rotatifs, l'étape de laminage à chaud de ces demi-produits débutant à plus de 1150°C peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.
  • On lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est totalement austénitique jusqu'à une température de fin de laminage TFL, en référence à la figure 1 annexée. Cette figure présente un schéma de fabrication thermomécanique 1 selon l'invention, ainsi qu'un diagramme de transformation indiquant les domaines de transformation ferritique 2 bainitique 3 et martensitique 4.
  • On effectue ensuite un refroidissement contrôlé, débutant à une température TDR, située au dessus de Ar3 (température de début de transformation ferritique à partir de l'austénite) et finissant à une température TFR (température de fin de refroidissement) La vitesse moyenne de refroidissement entre TDR et TFR est égale à VR. Ce refroidissement et la vitesse VR associée sont qualifiés de primaire. Selon l'invention, la vitesse VR est comprise entre 50 et 90°C/s: Lorsque la vitesse de refroidissement est inférieure à 50°C/s; il se forme de la ferrite pro-eutectoïde, néfaste pour obtenir des caractéristiques élevées de résistance. Selon l'invention, on évite ainsi la transformation ferritique à partir de l'austénite. Lorsque la vitesse VR est supérieure à 90°C/s, il existe un risque de former de la martensite et de faire apparaître une structure hétérogène. La gamme de refroidissement selon l'invention est avantageuse d'un point de vue industriel, car il n'est pas nécessaire de refroidir très rapidement la tôle après le laminage à chaud, par exemple à une vitesse de l'ordre de 200°C/s, ce qui évite la nécessité d'installations spécifiques coûteuses. La gamme de vitesse de refroidissement selon l'invention peut être obtenue par pulvérisation d'eau ou de mélange air-eau, en fonction de l'épaisseur de la tôle.
  • Le procédé peut être également mis en oeuvre selon la variante suivante : A partir de la température TDR, on effectue un refroidissement rapide jusqu'à une température TI inférieure ou égale à 650°C. La vitesse VR1 de ce refroidissement rapide est supérieure à 70°C/s. On effectue ensuite un refroidissement jusqu'à une température TFR de telle sorte que la vitesse moyenne de refroidissement entre TDR et TFR soit comprise entre 20 et 90°C/s. Cette variante présente l'avantage de nécessiter un refroidissement plus lent en moyenne entre TDR et TFR que dans la précédente variante, sous la réserve d'effectuer un refroidissement plus rapide à la vitesse VR1 à partir de TDR pour garantir l'absence de ferrite proeutectoïde.
  • Après cette première phase de refroidissement rapide effectuée selon l'une des deux variantes précédente, on procède à une phase de refroidissement plus lent, dit secondaire, qui débute à une température TFR comprise entre B'S et MS+50°C et qui s'achève à la température ambiante. La vitesse de refroidissement secondaire est désignée par V'R. MS désigne la température de début de transformation martensitique. La température B'S est définie par rapport à la température BS, température de début de transformation bainitique de la façon suivante :
    • Lorsqu'on effectue un refroidissement secondaire très lent à une vitesse V'R comprise entre 0,08°C/min et 2°C/min, B'S= Bs, température de début de transformation bainitique. Cette température BS peut être déterminée expérimentalement ou évaluée à partir de la composition au moyen de formules connues en elles-mêmes. La figure 1 illustre ce premier mode de fabrication.
    • Lorsque, à partir de TFR, on refroidit la tôle laminée à chaud à une vitesse comprise V'R supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min, B'S= Bs+ 60°C.
  • Le premier cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur les plus fines, jusqu'à environ 15mm, bobinées à chaud, et donc refroidies lentement après l'opération de bobinage. Le second cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur plus importante non bobinées à chaud : selon l'épaisseur des tôles, les vitesses de refroidissement supérieures à 2°C/min et inférieures ou égales à 600°C/min correspondent à un refroidissement légèrement accéléré ou à un refroidissement à l'air.
  • Lorsque la température de fin de refroidissement est supérieure à B'S, l'enrichissement en carbone de l'austénite n'est pas suffisant : après refroidissement complet, on forme des carbures ou des îlots de martensite.
  • On peut obtenir de la sorte un acier ayant une structure « Dual-Phase » mais dont la combinaison de propriétés (résistance-ductilité) est inférieure à celle de l'invention. Ces structures présentent également une plus grande sensibilité à l'endommagement que celles de l'invention.
  • Lorsque la température de fin de refroidissement est inférieure à Ms+50°C, l'enrichissement en carbone de l'austénite est excessif. Dans certaines conditions industrielles, il existe un risque de formation d'une structure en bandes marquée et de transformation martensitique trop importante.
  • Ainsi, dans les conditions selon l'invention, le procédé présente une faible sensibilité à une variation des paramètres de fabrication.
  • Le refroidissement secondaire associé à une température TFR comprise entre B'S et MS+50°C permet de contrôler la transformation bainitique à partir de l'austénite, d'enrichir localement cette austénite de façon à la stabiliser, et d'obtenir un rapport (bainite/austénite résiduelle/martensite) approprié.
  • Dans le cadre de l'invention, on peut également ajuster la vitesse primaire VR entre TDR et TFR, la température de fin de refroidissement TFR, la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la microstructure de l'acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
  • Les paramètres TDR, TFR, VR, V'R, ajustés pour obtenir au moins 75% de bainite, au moins 5% d'austénite et au moins 2% de martensite, seront choisis de la manière suivante :
    • TDR sera choisie supérieure à AR3 pour éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde, tout en évitant une croissance exagérée du grain austénitique et affiner la microstructure finale
    • La vitesses de refroidissement VR sera choisie de façon à être la plus rapide possible pour éviter une transformation perlitique (ce qui conduirait à une teneur en austénite résiduelle insuffisante) et ferritique tout en restant au sein des capacités de contrôle d'une ligne industrielle de façon à obtenir une homogénéité microstructurale dans le sens longitudinal et transversal de la tôle laminée à chaud. La vitesse de refroidissement VR doit être cependant limitée pour éviter la formation d'une microstructure hétérogène dans l'épaisseur de la tôle.
    • La vitesse de refroidissement V'R est essentiellement dépendante des capacités de production des sites industriels et de l'épaisseur des tôles.
    • Indépendamment de V'R, TFR sera choisie suffisamment basse de façon à éviter une transformation perlitique, ce qui se traduirait par une transformation bainitique incomplète et une teneur en austénite résiduelle inférieure à 5%,
    • De plus, si la vitesse V'R est rapide, la température TFR sera choisie suffisamment élevée pour laisser le temps à la transformation bainitique de se dérouler au dessus du domaine martensitique. On évite alors la formation de plus de 20% de martensite par un passage trop rapide dans le domaine martensitique. Cette dernière transformation se produirait aux dépens de la transformation bainitique et de la stabilisation de l'austénite résiduelle.
    • Dans le cas où la vitesse V'R est lente, une variation de la température TFR dans le domaine entre B'S et MS+50°C, aura peu d'influence sur la microstructure finale.
  • Ces paramètres peuvent être également ajustés pour obtenir une morphologie et une nature particulière des îlots M-A, en particulier choisis pour que le nombre NMA d'îlots de martensite-austénite résiduelle dont la taille est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2. Ces paramètres peuvent être également ajustés pour que la teneur en.carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids. En particulier, on choisira une vitesse de refroidissement VR pas trop élevée de façon à éviter la formation excessive d'îlots M-A grossiers. Les paramètres VR, TFR, V'R peuvent être également ajustés pour que le nombre N de carbures bainitiques de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2.
    • Exemple :
  • On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral. Outre les aciers I-1 à I-9 ayant servi à la fabrication de tôles selon l'invention, on a indiqué à titre de comparaison la composition d'aciers R-1 à R-9 ayant servi à la fabrication de tôles de référence.
    Figure imgb0004
  • Des demi-produits correspondant aux compositions ci-dessus ont été réchauffés à 1200°C et laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 3 mm ou 12mm dans un domaine de température où la structure est entièrement austénitique. Les températures de début de refroidissement TDR, comprises entre 820 et 945°C, se situent également dans le domaine austénitique. Les vitesses de refroidissement VR entre TDR et TFR, les températures de fin de refroidissement TFR, les vitesses de refroidissement secondaires V'R ont été portées au tableau 2. A partir d'une même composition, certains aciers (I-1, I-2, I-5, R-7) ont fait l'objet de différentes conditions de fabrication. Les références I-1a, I-1b et I-1c désignent par exemple trois tôles d'aciers fabriquées selon des conditions différentes à partir de la composition d'acier I-1. Les tôles d'acier I-1a à c, 1-4, I-5a et b, R-6, ont une épaisseur de 12mm, les autres tôles de 3mm.
  • Le tableau 2 indique également les températures de transformation B'S et MS+50°C calculées à partir des compositions chimiques au moyen des expressions suivantes, les compositions étant exprimées en pourcentage pondéral : B s °C = 830 - 270 C - 90 Mn - 37 Ni - 70 Cr - 83 Mo
    Figure imgb0005
     M s °C = 561 - 474 C - 33 Mn - 17 Ni - 17 Cr - 21 Mo
    Figure imgb0006
  • On a également indiqué les différents constituants microstructuraux mesurés par microscopie quantitative : fraction surfacique de bainite, d'austénite résiduelle par diffraction de rayons X ou par sigmamétrie, et de martensite.
  • Les îlots M-A ont été mis en évidence par le réactif de Klemm. Leur morphologie a été examinée au moyen d'un logiciel d'analyse d'images de façon à déterminer le paramètre NMA. Dans certains cas, on a examiné la présence éventuelle de carbures de taille supérieure à 0,1 micromètre au sein de la phase bainitique, au moyen d'une attaque Nital et d'une observation en microscopie optique à fort grossissement. Le nombre N (/mm2) de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre a été déterminé.
    Figure imgb0007
  • Les propriétés mécaniques de traction obtenues (limite d'élasticité Re, résistance Rm, allongement uniforme Au, allongement à rupture At) ont été portées au tableau 3 ci-dessous. Le rapport Re/Rm a été également indiqué. Dans certains cas on a déterminé l'énergie de rupture KCV à 20°C à partir d'éprouvettes de résilience V.
  • Par ailleurs, on a évalué l'endommagement lié à une découpe (cisaillage ou poinçonnage par exemple) qui pourrait éventuellement diminuer les capacités de déformation ultérieure d'une pièce découpée. Dans ce but, on a découpé par cisaillage des éprouvettes de dimension 20 x 80 mm2. Une partie de ces éprouvettes a été ensuite soumise à un polissage des bords. Les éprouvettes ont été revêtues de grilles photodéposées puis soumises à une traction uniaxiale jusqu'à rupture. Les valeurs des déformations principales ε1 parallèles au sens de la sollicitation ont été mesurées au plus près de l'amorçage de la rupture à partir des grilles déformées. Cette mesure a été effectuée sur les éprouvettes à bords découpés mécaniquement et sur les éprouvettes à bords polis. La sensibilité à la découpe est évaluée par le facteur d'endommagement : Δ = ε1(bords découpés)-ε1(bords polis)/ ε1(bords polis).
  • On a également évalué l'aptitude au soudage à l'arc (procédé MAG) et par résistance par points, de ces tôles d'aciers.
    Figure imgb0008
  • Les tôles d'aciers I-1 à I-9 conformes à l'invention présentent une combinaison de propriétés mécaniques particulièrement avantageuse : d'une part une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa, d'autre part un allongement à rupture supérieur à 10% et un rapport Re/Rm inférieur à 0,75 assurant une bonne formabilité. Les aciers selon l'invention présentent également une énergie de rupture Charpy V à température ambiante supérieure à 28 Joules. Cette haute ténacité permet la fabrication de pièces résistant à la propagation brutale d'un défaut notamment en cas de sollicitations dynamiques. Les microstructures des aciers selon l'invention présentent un nombre d'îlots NMA inférieur à 14000/mm2.
  • En particulier, les tôles d'acier I-2a et I-5a présentent une faible proportion surfacique d'îlots M-A massifs et de grande taille, respectivement de 10500 et 13600 composés par mm2.
  • Les aciers selon l'invention présentent également une bonne résistance à l'endommagement en cas de découpe, puisque le facteur d'endommagement Δ est limité à -12 ou -13%.
  • Ces aciers présentent également une bonne aptitude au soudage homogène MAG : pour des paramètres de soudage adaptés aux épaisseurs rapportés ci-dessus, les joints soudés à clin sont exempts de fissures à froid ou à chaud. Un constat similaire peut être dressé en soudage homogène par résistance par point.
  • Dans le cas de l'acier I9, le refroidissement entre TDR (880°C) et TFR (485°C) (cf. tableau 2) a également été réalisé selon la variante suivante : après un premier refroidissement à une vitesse VR1=80°C/s jusqu'à une température TI de 590°C, la tôle a été refroidie de telle sorte que la vitesse moyenne entre 880°C et 485°C soit de 37°C/s. Les propriétés mécaniques observées sont alors très voisines de celles présentées au tableau 3, exemple I9.
  • L'acier R-1 a une teneur insuffisante en chrome et/ou en molybdène. Les conditions de refroidissement relatives aux aciers R-1 à R-3 (VR trop élevée, TFR trop faible) ne sont pas appropriées pour la formation d'une structure bainitique fine. L'absence de martensite ne permet pas un durcissement suffisant, la résistance est nettement inférieure à 1200MPa et le rapport Re/Rm est excessif.
  • Dans le cas des tôles d'acier R-4 et R-5, la vitesse de refroidissement trop rapide après laminage ne permet pas d'obtenir une quantité de bainite suffisamment importante. Les îlots M-A formés sont relativement grossiers. Dans le cas de la tôle d'acier R-4, le nombre de composés NMA est de 14700/mm2. La fraction bainitique et la résistance de ces aciers sont insuffisantes. La tôle d'acier R-4 comportant un grand nombre de carbures (N>50000/mm2) présente une sensibilité excessive à l'endommagement comme en témoigne la valeur du facteur d'endommagement : Δ=-48%.
  • L'acier R-6 comporte une teneur en carbone excessive, conduisant à une teneur en martensite trop élevée en raison de sa forte trempabilité ; sa teneur en bainite et en austénite est insuffisante. La tôle d'acier R-6 présente en conséquence une résistance insuffisante à la propagation brutale d'un défaut puisque son énergie de rupture Charpy V à 20°C est très inférieure à 28 Joules.
  • Les tôles d'acier R-7a et R7-b ont également une teneur en carbone excessive. La température de transition au niveau 28 Joules, estimée à partir d'éprouvettes d'épaisseur réduite, est supérieure à la température ambiante, témoignant d'une ténacité médiocre. L'aptitude au soudage est réduite. On notera que, en dépit de leur teneur en carbone plus élevée, ces tôles d'acier ne présentent pas une résistance mécanique supérieure à celle des aciers de l'invention.
  • La tôle d'acier R-8 comportant une teneur excessive en carbone a été refroidie trop lentement: de ce fait, l'austénite résiduelle est très enrichie en carbone et la formation de martensite n'a pu se produire. La résistance obtenue est donc insuffisante.
  • La tôle d'acier R-9 a été refroidie à une vitesse excessive jusqu'à une température de fin de refroidissement trop basse. En conséquence, la structure est presque totalement martensitique et l'allongement à rupture est insuffisant.
  • Ainsi, l'invention permet la fabrication de tôles d'aciers à matrice bainitique sans addition d'éléments coûteux de microalliage. Celles-ci allient une très haute résistance et une ductilité élevée. Grâce à leur résistance élevée, ces tôles d'acier sont adaptées à la fabrication d'éléments subissant des sollicitations mécaniques cycliques. Les tôles d'aciers selon l'invention sont utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort dans le domaine automobile et de l'industrie générale.

Claims (22)

  1. Tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport limite d'élasticité/résistance Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition continent, les teneurs étant exprimées en poids : 0 , 10 % ≤ C ≤ 0 , 25 %
    Figure imgb0009
     1 % ≤ Mn ≤ 3 %
    Figure imgb0010
     Al ≥ 0 , 015 %
    Figure imgb0011
     Si ≤ 1 , 985 %
    Figure imgb0012
     Mo ≤ 0 , 30 %
    Figure imgb0013
     Cr ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0014
     S ≤ 0 , 015 %
    Figure imgb0015
     P ≤ 0 , 1 %
    Figure imgb0016
     Co ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0017
     B ≤ 0 , 005 %
    Figure imgb0018
    étant entendu que 1 % ≤ Si + Al ≤ 2 % ,
    Figure imgb0019
     Cr + 2 × Mo ≥ 0 , 3 % ,
    Figure imgb0020
    le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure dudit acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%
  2. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 10 % ≤ C ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0021
  3. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 15 % < C ≤ 0 , 17 %
    Figure imgb0022
  4. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 17 % < C ≤ 0 , 22 %
    Figure imgb0023
  5. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0 , 22 % < C ≤ 0 , 25 %
    Figure imgb0024
  6. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5,
    caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 % ≤ Mn ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0025
  7. Tôle d'acier selon l'une quelconque- des revendications 1 à 5,
    caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 , 5 % < Mn ≤ 2 , 3 %
    Figure imgb0026
  8. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5,
    caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 2 , 3 % < Mn ≤ 3 %
    Figure imgb0027
  9. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8,
    caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 , 2 % ≤ Si ≤ 1 , 8 %
    Figure imgb0028
  10. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8,
    caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 1 , 2 % ≤ Al ≤ 1 , 8 %
    Figure imgb0029
  11. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10,
    caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : Mo ≤ 0 , 010 %
    Figure imgb0030
  12. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 11,
    caractérisée en ce que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1% en poids
  13. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 12, comportant des carbures entre les lattes de bainite, caractérisée en ce que le nombre N desdits carbures interlattes de taille supérieure à 0,1micromètre par unité de surface est inférieur ou égal à 50000/mm2.
  14. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, comportant des îlots martensite-austénite résiduelle caractérisée en ce que le nombre NMA par unité de surface, desdits îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation (taille maximale Lmax/taille minimale Lmin) est inférieur à 4, est inférieur à 14000/mm2
  15. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel :
    - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 11,
    - on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    - on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    - on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis
    - on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température de transformation TFR de telle sorte que la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR soit comprise entre 50 et 90°C/s et que la température TFR soit comprise entre B'S et MS+50°C, B'S désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et Ms désignant la température de début de transformation martensitique, puis
    - on refroidit ladite tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
    - ladite température B's étant égale à Bs lorsque ladite vitesse V'R est comprise entre 0,08 et 2°C/min
    - ladite température B's étant égale à Bs+60°C lorsque ladite vitesse V'R est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
  16. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel :
    - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 11,
    - on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
    - on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 1150°C
    - on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis
    - on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température intermédiaire TI avec une vitesse de refroidissement VR1 supérieure ou égale à 70°C/s, ladite température TI étant inférieure ou égale à 650°C, puis
    - on refroidit ladite tôle à partir de ladite température TI jusqu' 'à une température TFR, ladite température TFR étant comprise entre B's et Ms+50°C, B's désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et Ms désignant la température de début de transformation martensitique, de telle sorte que la vitesse de refroidissement entre ladite température TDR et la ladite température TFR soit comprise entre 20 et 90°C/s, puis
    - on refroidit ladite tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
    - ladite température B's étant égale à Bs lorsque ladite vitesse V'R est comprise entre 0,08 et 2°C/min
    - ladite température B's étant égale à Bs+60°C lorsque ladite vitesse V'R est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
  17. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon la revendication 15, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la microstructure dudit acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%
  18. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15 ou 17, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids
  19. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15, 17 ou 18, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la.température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2
  20. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15, ou 17 à 19, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation L max L min
    Figure imgb0031
     est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2
  21. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 20, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans le domaine automobile.
  22. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 20, pour la fabrication de renforts et pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à l'abrasion
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