EP2171112B1 - Procede de fabrication de tôles d'acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites - Google Patents

Procede de fabrication de tôles d'acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites Download PDF

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EP2171112B1 EP08830766A EP08830766A EP2171112B1 EP 2171112 B1 EP2171112 B1 EP 2171112B1 EP 08830766 A EP08830766 A EP 08830766A EP 08830766 A EP08830766 A EP 08830766A EP 2171112 B1 EP2171112 B1 EP 2171112B1
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steel sheet
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hot
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the invention relates to the manufacture of sheets or hot-rolled parts of so-called "multiphase" steels, simultaneously having a very high strength and a deformation capacity for performing cold or warm shaping operations.
  • the invention more specifically relates to predominantly bainitic microstructure steels having a strength greater than 800 MPa and an elongation rate greater than 10% rupture.
  • the automotive industry is in particular a preferred field of application for these hot-rolled steel sheets.
  • TRIP Transform Induced Plasticity
  • JP 2003 321739 A discloses a steel sheet with high characteristics of strength and ductility and the method of manufacturing this sheet.
  • the sheet composition comprises, the contents being expressed by weight: 0.03-0.1% C, 0.5-1.7% Mn, 0-0.1% Al, 0-2% Si, 0.1-0.5% Mo, 0-0.01% S, 0 -0.06% P, 0-0.006% N, 0.01-0.15% V, 0.007-0.2% Ti, 0.005-0.02% Nb, remains Fe and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
  • the microstructure is composed of 5-70% bainite, the rest being essentially ferrite.
  • the present invention aims to solve the problems mentioned above. It aims to provide a hot-rolled steel sheet having a mechanical strength greater than 800 MPa together with an elongation rate greater than 10% fracture, both in long direction and in cross-direction relative to the rolling .
  • the invention also aims at providing a steel sheet that is not very sensitive to damage during cutting by a mechanical method.
  • the invention also aims to provide a method of manufacturing a steel sheet in the uncoated, electrogalvanized or galvanized, or aluminized state. This therefore requires that the mechanical characteristics of this steel are insensitive to the thermal cycles associated with continuous dipping zinc coating processes.
  • the invention also aims to have a sheet or piece of hot rolled steel available even in small thickness, that is to say for example between 1 and 5mm.
  • the hot hardness of the steel must not be too high to facilitate rolling.
  • composition of the steel preferably comprises the content being expressed by weight: 0.050% ⁇ C ⁇ 0.070%
  • the composition comprises, the content being expressed by weight: 0.070% ⁇ C ⁇ 0.090%
  • the composition comprises: 1.4% ⁇ Mn ⁇ 1.8%.
  • the composition comprises: 0.020% ⁇ Al ⁇ 0.040%.
  • the composition of the steel preferably comprises: 0.12% ⁇ V ⁇ 0.16%. In a preferred embodiment, the composition of the steel comprises 0.18% ⁇ Mo ⁇ 0.30%.
  • the composition comprises: Nb ⁇ 0.005%
  • the composition comprises: 0.20% ⁇ Cr ⁇ 0.45%
  • the sheet or the part is coated with a coating based on zinc or aluminum-based.
  • the subject of the invention is also a piece of steel with a composition and a microstructure defined above, characterized in that it is obtained by heating at a temperature T of between 400 and 690 ° C. and then a warm stamping in a temperature range between 350 ° C and (T-20 ° C), then a subsequent cooling to room temperature.
  • the invention also relates to a beam welded assembly with high energy density made from a sheet or piece of steel in one of the modes above.
  • the invention also relates to a method of manufacturing a sheet or piece of hot-rolled steel with a resistance greater than 800 MPa, elongation at break greater than 10%, according to which a steel of the above composition is supplied, a semi-product is cast which is heated to a temperature above 1150 ° C.
  • the semi-finished product is hot rolled to a temperature T FL in a temperature range where the microstructure of the steel is entirely austenitic so as to obtain a sheet.
  • This is then cooled to a cooling rate V R of 75 and 200 ° C./s, then the sheet is reeled at a temperature T bob of between 500 and 600 ° C.
  • the end of rolling temperature T FL is between 870 and 930 ° C.
  • the cooling rate V R is between 80 and 150 ° C / s.
  • the sheet is pickled, then optionally skin-passed, and then coated with zinc or zinc alloy.
  • the coating is carried out continuously by dipping.
  • the subject of the invention is also a process for manufacturing a hot-stamped part, according to which a steel sheet is supplied according to one of the above characteristics, or manufactured by a method according to one of the above-mentioned characteristics. above, then cutting said sheet to obtain a blank.
  • the blank is heated partially or completely to a temperature T of between 400 and 690 ° C., where a holding time of less than 15 minutes is carried out so as to obtain a heated blank, and then the blank heated to a temperature is pressed. between 350 and T-20 ° C to obtain a piece that is cooled to room temperature with a speed V ' R
  • the speed V ' R is between 25 and 100 ° C / s.
  • the invention also relates to the use of a hot-rolled steel sheet according to one of the above modes, or manufactured by a method according to one of the above modes for the manufacture of parts of structure or reinforcement elements, in the automotive field.
  • carbon plays an important role in the formation of the microstructure and in the mechanical properties.
  • the carbon content is between 0.050 and 0.090% by weight: Below 0.050%, sufficient strength can not be obtained. Beyond 0.090%, the microstructure formed consists mainly of lower bainite, this structure being characterized by the presence of carbides precipitated within bainitic ferrite slats: the mechanical strength thus obtained is high but the elongation is then significantly reduced.
  • the carbon content is between 0.050 and 0.070%.
  • the figure 1 illustrates the influence of carbon content on the long-term elongation of LASER beam splicing welds: a particularly high elongation at break of 17-23% is associated with a carbon content of 0.050 at 0.070%.
  • the carbon content is greater than 0.070% and less than or equal to 0.090%: even if this range does not lead to such a high ductility, the elongation at break of the LASER welds is greater than 15% and remains comparable to that of the base steel sheet.
  • manganese increases the quenchability and avoids the formation of ferrite cooling after rolling.
  • 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 1.4 and 1.8%: thus forming a completely bainitic structure without risk of appearance of harmful band structure.
  • aluminum is an effective element for the deoxidation of steel. This efficiency is obtained in a particularly economical and stable manner when the aluminum content is between 0.020 and 0.040%.
  • silicon contributes to liquid phase deoxidation and hardening in solid solution.
  • An addition of silicon above 0.3% causes the formation of strongly adherent oxides and the possible appearance of surface defects, due in particular to a lack of wettability in dip galvanizing operations.
  • molybdenum retards bainitic transformation during cooling after rolling, contributes to hardening by solid solution and refines the size of bainitic slats.
  • the molybdenum content is less than or equal to 0.40% to prevent the excessive formation of quenching structures. This limited molybdenum content also makes it possible to lower the manufacturing cost.
  • the molybdenum content is greater than or equal to 0.18% and less than or equal to 0.30%. In this way, the level is ideally adjusted to avoid the formation of ferrite or perlite in the steel sheet on the cooling table after hot rolling.
  • Phosphorus is a known element to segregate at grain boundaries. Its content must be limited to 0.025% in order to maintain sufficient hot ductility.
  • the composition may comprise chromium in an amount of less than or equal to 0.45%. Thanks to the other elements of the composition and to the process according to the invention, its presence is however not absolutely necessary, which has the advantage of avoiding expensive additions.
  • chromium between 0.20 and 0.45% can be carried out in addition to the other elements increasing the quenchability: below 0.20%, the effect on the quenchability is not sufficiently marked. Above 0.45%, the coating can be reduced.
  • the steel contains less than 0.005% Ti and less than 0.020% Nb.
  • these elements fix too much nitrogen in the form of nitrides or carbonitrides. There is not enough nitrogen available to precipitate with vanadium. In addition, excessive precipitation of niobium would increase the hot hardness and would not easily allow the realization of thin-rolled hot-rolled sheets.
  • the niobium content is less than 0.005%
  • Vanadium is an important element according to the invention: the steel contains a vanadium content of between 0.12 and 0.22%. Compared to a vanadium-free steel, the increase in strength due to a hardening precipitation of carbonitrides can be up to 300 MPa. Below 0.12%, there is no significant effect on the mechanical tensile characteristics. Beyond 0.22% of vanadium, under the manufacturing conditions according to the invention, there is a saturation of the effect on the mechanical characteristics. A content of less than 0.22% thus makes it possible to obtain high mechanical characteristics in a very economical manner with respect to steels which contain higher levels of vanadium.
  • microstructure refinement and structural hardening are particularly effective.
  • the nitrogen content is greater than or equal to 0.003% in order to obtain a precipitation of vanadium carbonitrides in a sufficient quantity.
  • the nitrogen content is less than or equal to 0.009% to avoid the presence of solid solution nitrogen or the formation of larger carbonitrides, which would reduce ductility.
  • the rest of the composition consists of unavoidable impurities resulting from the preparation, such as for example Sb, Sn, As.
  • microstructural percentages above are surface fractions that can be measured on polished and etched sections.
  • the microstructure therefore does not include primary or proeutectoid ferrite: it then has a great homogeneity since the difference in mechanical properties between the matrix (upper bainite) and the other possible constituents (lower bainite and martensite) is small. During a mechanical stress, the deformations are distributed homogeneously. Accumulation of dislocations does not occur at the interfaces between the constituents and premature damage is avoided, as opposed to this can be noted in structures with a significant amount of primary ferrite, phase whose flow limit is very low, or martensite with a very high level of resistance. In this way, the steel sheet according to the invention has a particular aptitude for certain demanding deformation modes such as the expansion of holes, the mechanical stressing of cut edges, folding.
  • 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. 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 .
  • the temperature T FL is preferably between 870 and 930 ° C to obtain a grain size adapted to the bainitic transformation that follows.
  • Cooling is then carried out at a speed V R of between 75 and 200 ° C./s: a minimum speed of 75 ° C./s makes it possible to avoid the formation of proeutectoid ferrite and of perlite, whereas a lower speed V R or 200 ° C / s avoids excessive formation of martensite.
  • the speed V R is between 80 and 150 ° C / s:
  • a minimum speed of 80 ° C / s leads to the formation of upper bainite with a very small slat size, combined with excellent mechanical properties.
  • a speed of less than 150 ° C / s makes it possible to avoid, for the most part, the formation of martensite.
  • the sheet can be used in the bare state or coated.
  • the coating may be for example a coating based on zinc or aluminum.
  • the sheet is scoured after rolling according to a method known per se, so as to obtain a surface state suitable for promoting the implementation of the subsequent coating.
  • the sheet may be subjected to a slight cold deformation, usually less than 1% ("skin-pass").
  • the sheet is then coated with zinc or aluminum.
  • a zinc-based alloy for example by electrogalvanizing or continuous galvanizing dipping.
  • electrogalvanizing or continuous galvanizing dipping it has been demonstrated that the particular microstructure of the steel, mainly composed of higher bainite, is not very sensitive to the thermal conditions of the subsequent galvanizing treatment, so that the mechanical characteristics of the sheets coated continuously with dipping have a great stability even in case of untimely fluctuation of these conditions.
  • the sheet in the galvanized state therefore has mechanical characteristics very similar to those in the naked state.
  • the sheets are then cut by methods known in themselves from in order to obtain blanks suitable for shaping.
  • the microstructure of steel I1 illustrated in figure 2 comprises more than 80% higher bainite, the remainder being lower bainite and MA compounds.
  • the total content of martensite and residual austenite is less than 5%.
  • the size of the old austenitic grains and bainitic batten bundles is about 10 microns.
  • the limitation of the size of the batten packets and the strong disorientation between the adjacent packets results in a high resistance to the propagation of any microcracks. Due to the small difference in hardness between the various constituents of the microstructure, the steel is not very sensitive to damage during cutting by a mechanical process.
  • the steel sheet R1 having a carbon content too high and a vanadium content too low, has an elongation insufficient rupture.
  • the R2 steel has a carbon content and phosphorus too high, its winding temperature is also too low. As a result, its elongation at break is also significantly less than 10%.
  • LASER autogenous welded joints were made under the following conditions: power: 4.5kW, welding speed: 2.5m / min.
  • the lengthwise elongation of the LASER welds of I-1 steel is 17%, whereas it is 10 and 13% respectively for the R-1 and R-2 steels. These values lead, particularly for steel R1, to difficulties in stamping welded joints.
  • Steel sheets I1 according to the invention were also galvanized under the following conditions: after heating at 680 ° C., the sheets were cooled to 455 ° C. and then quenched continuously in a Zn bath at this temperature and finally cooled to room temperature.
  • a steel sheet I-1 manufactured using the parameters defined in Table 2 for this steel, was cut to obtain blanks. After heating at temperatures of 400 ° C. or 690 ° C., held at these temperatures for 7 or 10 minutes and hot-drawing at temperatures of 350 ° C. or 640 ° C. respectively, the parts obtained were cooled to a speed V 'R 25 ° C / sec 100 ° C / s to room temperature.
  • the speed V ' R denotes the average speed of cooling between the temperature T and the ambient temperature.
  • the mechanical strength Rm of the parts thus obtained is indicated in Table 4: Table 4: Resistance Rm obtained after hot stamping under various conditions Cooling 25 ° C / s 100 ° C / s cooling Heating: 400 ° C- 7 minutes 880 MPa 875MPa Heating: 400 ° C- 10 minutes 875 MPa 885MPa Heating: 690 ° C-10 minutes 810MPa 810MPa
  • the stamped parts according to the conditions of the invention thus have a low sensitivity to a variation of the manufacturing conditions: after heating at 400 ° C., the final resistance varies little (10 MPa) when the duration of the heating and / or the speed of the cooling are modified.
  • the resistance of the piece obtained is greater than 800 MPa.
  • the invention allows the manufacture of laminations or pieces of bainitic matrix steels without excessive addition of expensive elements. These combine high strength and high ductility.
  • 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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Abstract

L'invention concerne une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 800 MPa, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,050% ≤ C ≤ 0,090%, 1%< Mn ≤ 2%, 0,015% ≤ Al ≤ 0,050 %, 0, 1 %≤Si ≤ 0,3%, 0,10% ≤ Mo ≤ 0,40%, S ≤ 0,010%, P≤ 0,025%, 0,003%≤N≤0,009%, 0, 12% ≤ V ≤ 0,22%, Ti≤ 0,005%, Nb≤ 0,020% et à titre optionnel, Cr≤ 0,45%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de la tôle ou de la pièce comprenant, en fraction surfacique, au moins 80% de bainite supérieure, le complément éventuel étant constitué de bainite inférieure, de martensite et d'austénite résiduelle, la somme des teneurs en martensite et en austénite résiduelle étant inférieure à 5%.

Description

  • L'invention concerne la fabrication de tôles ou de pièces 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 ou à tiède. L'invention concerne plus précisément des aciers à microstructure majoritairement bainitique présentant une résistance supérieure à 800 MPa et un taux d'allongement à rupture supérieur à 10%.
  • L'industrie automobile constitue en particulier un domaine privilégié d'application de ces tôles d'aciers laminées à chaud.
  • Il existe en particulier dans cette industrie un besoin continu d'allègement des véhicules et d'accroissement de la sécurité. C'est ainsi que l'on a proposé différentes familles d'aciers pour répondre aux besoins croissants :
  • 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.
  • Pour obtenir des niveaux de résistance supérieurs, on a développé des aciers présentant un comportement « TRIP » (Transformation Induced Plasticity ») avec des combinaisons de propriétés (résistance-aptitude à la déformation) 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. Sous l'effet d'une déformation, 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 simultanément un rapport limite d'élasticité/résistance élevé, une résistance encore plus importante, c'est à dire un niveau supérieur à 800 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 la fabrication de pièces structurales. L'aptitude à la mise en forme de ces pièces requiert cependant simultanément un allongement suffisant. Cette exigence peut également être requise lorsque les pièces sont soudées puis mises en forme : dans ce cas, les joints soudés doivent présenter une aptitude suffisante à la mise en forme et ne pas conduire à des ruptures prématurées au niveau des assemblages.
  • JP 2003 321739 A décrit une tôle d'acier a haute caractéristiques de résistance et de ductilité et le procédé de fabrication de cette tôle. La composition de tôle comprend, les teneurs étant exprimées en poids: 0.03-0.1% C, 0.5-1.7% Mn, 0-0.1% Al, 0-2% Si, 0.1-0.5% Mo, 0-0.01% S, 0-0.06% P, 0-0.006% N, 0.01-0.15% V, 0.007-0.2% Ti, 0.005-0.02% Nb, reste Fe et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration. La microstructure est composée de 5-70% de bainite, le reste étant essentiellement de la ferrite.
  • La présente invention a pour but de résoudre les problèmes évoqués ci-dessus. Elle vise à mettre à disposition une tôle d'acier laminé à chaud présentant une résistance mécanique supérieure à 800 MPa conjointement avec un taux d'allongement à rupture supérieur à 10%, aussi bien en sens long qu'en sens travers par rapport au laminage.
  • L'invention vise également à mettre à disposition une tôle d'acier peu sensible à l'endommagement lors de la découpe par un procédé mécanique.
  • Elle vise également à disposer d'une tôle d'acier présentant une bonne aptitude à la mise en forme d'assemblages soudés fabriqués à partir de cet acier, en particulier d'assemblages obtenus par soudage LASER.
  • L'invention vise également à disposer d'un procédé de fabrication d'une tôle d'acier à l'état non revêtu, électrozingué ou galvanisé, ou aluminié. Ceci nécessite donc que les caractéristiques mécaniques de cet acier soient peu sensibles aux cycles thermiques associés aux procédés de revêtement de zinc au trempé en continu.
  • L'invention vise également à disposer d'une tôle ou pièce d'acier laminé à chaud disponible même en faible épaisseur, c'est à dire par exemple entre 1 et 5mm. La dureté à chaud de l'acier ne doit donc pas être trop élevée pour faciliter le laminage.
  • Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle ou une pièce d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 800 MPa, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids :
    • 0,050% ≤ C ≤ 0,090%, 1% ≤ Mn ≤ 2%, 0,015% ≤ Al ≤ 0,050 %, 0,1%≤Si ≤ 0,3%, 0,10% ≤ Mo ≤ 0,40%, S ≤ 0,010%, P≤ 0,025%, 0,003%≤N≤0,009%, 0, 12% ≤ V ≤ 0,22%, Ti≤ 0,005%, Nb≤ 0,020% et à titre optionnel, Cr≤ 0,45%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de la tôle ou de la pièce d'acier comprenant, en fraction surfacique, au moins 80% de bainite supérieure, le complément éventuel étant constitué de bainite inférieure, de martensite et d'austénite résiduelle, la somme des teneurs en martensite et en austénite résiduelle étant inférieure à 5%.
  • La composition de l'acier comprend préférentiellement, la teneur étant exprimée en poids : 0,050% ≤ C ≤ 0,070%
  • A titre préféré, la composition comprend, la teneur étant exprimée en poids : 0,070% <C ≤ 0,090%
  • Selon un mode préféré, la composition comprend : 1,4% ≤ Mn ≤ 1,8%.
  • A titre préféré, la composition comprend : 0,020% ≤ Al ≤ 0,040 %.
  • La composition de l'acier comprend préférentiellement : 0,12% ≤ V ≤ 0,16 %. Selon un mode préféré, la composition de l'acier comprend 0,18% ≤ Mo ≤ 0,30 %.
  • A titre préféré, la composition comprend : Nb ≤ 0,005 %
  • Préférentiellement, la composition comprend : 0,20% ≤ Cr ≤ 0,45%
  • Selon un mode particulier, la tôle ou la pièce est revêtue d'un revêtement à base de zinc ou à base d'aluminium.
  • L'invention a également pour objet une pièce d'acier avec une composition et une microstructure définie ci-dessus, caractérisée en ce qu'elle est obtenue par chauffage à une température T comprise entre 400 et 690°C puis un emboutissage à tiède dans un domaine de température compris entre 350°C et (T-20°C), puis un refroidissement ultérieur jusqu'à la température ambiante.
  • L'invention a également pour objet un assemblage soudé par faisceau à haute densité d'énergie réalisé à partir d'une tôle ou pièce d'acier selon l'un des modes ci-dessus.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle ou d'une pièce d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 800 MPa, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel on approvisionne un acier de composition ci-dessus, on coule un demi-produit qu'on porte à une température supérieure à 1150°C. On lamine à chaud le demi-produit jusqu'à une température TFL dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique de façon à obtenir une tôle. On refroidit ensuite celle-ci à une vitesse de refroidissement VR comprise 75 et 200°C/s, puis on bobine la tôle à une température Tbob comprise entre 500 et 600°C. Selon un mode préféré, la température de fin de laminage TFL est comprise entre 870 et 930°C.
  • A titre préférentiel, la vitesse de refroidissement VR est comprise entre 80 et 150°C/s.
  • Préférentiellement, la tôle est décapée, puis optionnellement skin-passée, puis revêtue de zinc ou d'alliage de zinc.
  • Selon un mode préféré, le revêtement est réalisé en continu au trempé.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une pièce emboutie à tiède, selon lequel on approvisionne une tôle d'acier selon l'une des caractéristiques ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'une des caractéristiques ci-dessus, puis on découpe ladite tôle pour obtenir un flan. On chauffe partiellement ou totalement le flan à une température T comprise entre 400 et 690°C où l'on effectue un maintien d'une durée inférieure à 15 minutes de façon à obtenir un flan chauffé, puis on emboutit le flan chauffé à une température comprise entre 350 et T-20°C, pour obtenir une pièce que l'on refroidit la pièce jusqu'à la température ambiante avec une vitesse V'R
  • Selon un mode particulier, la vitesse V'R est comprise entre 25 et 100°C/s.
  • L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'un des modes 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.
  • 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 figures annexées ci-jointes selon lesquelles :
    • La figure 1 illustre l'influence de la teneur en carbone sur l'allongement en sens long de soudures de raboutage réalisées par faisceau LASER
    • La figure 2 illustre la microstructure d'une tôle ou pièce d'acier selon l'invention
    • La figure 3 illustre la microstructure d'une pièce d'acier emboutie à tiède selon l'invention
  • En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle important sur la formation de la microstructure et sur les propriétés mécaniques.
  • Selon l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,050 et 0,090% en poids : Au dessous de 0,050%, une résistance suffisante ne peut pas être obtenue. Au delà de 0,090%, la microstructure formée est constituée majoritairement de bainite inférieure, cette structure étant caractérisée par la présence de carbures précipités au sein des lattes de ferrite bainitique : la résistance mécanique ainsi obtenue est élevée mais l'allongement est alors notablement réduit.
  • Selon un mode particulier de l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,050 et 0,070%. La figure 1 illustre l'influence de la teneur en carbone sur l'allongement en sens long de soudures de raboutage par faisceau LASER : un allongement à rupture particulièrement élevé, de l'ordre de 17 à 23% est associé à une teneur en carbone allant de 0,050 à 0,070%. Ces valeurs d'allongement élevées permettent d'assurer que des tôles soudées par LASER pourront être embouties de façon satisfaisante, même en tenant compte d'éventuelles imperfections locales telles que des singularités géométriques de cordons de soudure entraînant des concentrations de contraintes, ou des microporosités au sein du métal fondu. Par rapport à des aciers à 0,12%C de l'art antérieur, il était attendu que la réduction du carbone améliore la soudabilité. Cependant, on a mis en évidence qu'un abaissement important de la teneur en carbone permet non seulement d'obtenir un allongement à rupture élevé, mais encore de maintenir simultanément la résistance mécanique à un niveau supérieur à 800MPa, ce qui n'était pas attendu pour des teneurs aussi basses que 0,050%C.
  • Selon un autre mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,070% et inférieure ou égale à 0,090% : même si cette gamme ne conduit pas à une ductilité aussi élevée, l'allongement à rupture des soudures LASER est supérieure à 15% et reste comparable à celui de la tôle d'acier de base.
  • En quantité comprise entre 1 et 2% en poids, le manganèse augmente la trempabilité et permet d'éviter la formation de ferrite au refroidissement après laminage. 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 1,4 et 1,8% : on forme de la sorte une structure totalement bainitique sans risque d'apparition de structure en bandes néfaste.
  • Dans une gamme de teneurs comprises entre 0,015% et 0,050%, l'aluminium est un élément efficace pour la désoxydation de l'acier. Cette efficacité est obtenue de façon particulièrement économique et stable lorsque la teneur en aluminium est comprise entre 0,020 et 0,040%.
  • En quantité supérieure ou égale à 0,1%, le silicium contribue à la désoxydation en phase liquide et au durcissement en solution solide. Une addition de silicium au delà de 0,3% provoque cependant la formation d'oxydes fortement adhérents et l'apparition éventuelle de défauts de surface, dus notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé.
  • En quantité supérieure ou égale à 0,10%, le molybdène retarde la transformation bainitique lors du refroidissement après laminage, contribue au durcissement par solution solide et affine la taille des lattes bainitiques. Selon l'invention, la teneur en molybdène est inférieure ou égale à 0,40% pour éviter la formation excessive de structures de trempe. Cette teneur limitée en molybdène permet également d'abaisser le coût de fabrication.
  • Selon un mode préféré, la teneur en molybdène est supérieure ou égale à 0,18% et inférieure ou égale à 0,30%. De la sorte, le niveau est idéalement ajusté pour éviter la formation de ferrite ou de perlite dans la tôle d'acier sur la table de refroidissement après laminage à chaud.
  • En quantité supérieure à 0,010%, 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 0,025% de façon à maintenir une ductilité à chaud suffisante.
  • A titre optionnel, la composition peut comporter du chrome en quantité inférieure ou égale à 0,45%. Grâce aux autres éléments de la composition et au procédé selon l'invention, sa présence n'est cependant pas absolument nécessaire, ce qui présente l'avantage d'éviter des additions coûteuses.
  • Une addition de chrome entre 0,20 et 0,45% peut être effectuée en complément des autres éléments augmentant la trempabilité : au dessous de 0,20%, l'effet sur la trempabilité n'est pas assez marqué. Au delà de 0,45%, la revêtabilité peut être diminuée.
  • Selon l'invention, l'acier contient moins de 0,005%Ti et moins de 0,020%Nb Dans le cas contraire, ces éléments fixent une quantité trop importante d'azote sous forme de nitrures ou de carbonitrures. Il ne reste pas alors suffisamment d'azote disponible pour précipiter avec le vanadium. De plus, une précipitation excessive de niobium augmenterait la dureté à chaud et ne permettrait pas aisément la réalisation de tôles laminées à chaud de faible épaisseur.
  • Selon un mode particulièrement économique, la teneur en niobium est inférieure à 0,005%
  • Le Vanadium est un élément important selon l'invention : l'acier contient une teneur en vanadium comprise entre 0,12 et 0,22%. Par rapport à un acier sans vanadium, l'augmentation de la résistance grâce à une précipitation durcissante de carbonitrures peut aller jusqu'à 300MPa. Au dessous de 0,12%, on ne note pas d'effet significatif sur les caractéristiques mécaniques de traction. Au delà de 0,22% de vanadium, dans les conditions de fabrication selon l'invention, on note une saturation de l'effet sur les caractéristiques mécaniques. Une teneur inférieure à 0,22% permet donc d'obtenir des caractéristiques mécaniques élevées de façon très économique par rapport à des aciers qui comporteraient des teneurs plus élevées en vanadium.
  • Pour une teneur en vanadium comprise entre 0,13 et 0,15%, on obtient un affinement de la microstructure et un durcissement structural tout particulièrement efficaces.
  • Selon l'invention, la teneur en azote est supérieure ou égale à 0,003% pour obtenir une précipitation de carbonitrures de vanadium en quantité suffisante. Cependant, la teneur en azote est inférieure ou égale à 0,009% pour éviter la présence d'azote en solution solide ou la formation de carbonitrures de taille plus importante, qui réduiraient la ductilité.
  • Le reste de la composition est constitué d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, telles que par exemple Sb, Sn, As.
  • La microstructure de la tôle ou pièce d'acier selon l'invention est constituée :
    • d'au moins 80% de bainite supérieure, cette structure étant constituée de lattes de ferrite bainitique et de carbures situés entre ces lattes, la précipitation intervenant lors de la transformation bainitique. Cette matrice présente des propriétés de résistance élevées combinées à une ductilité importante. Très préférentiellement, la microstructure est constituée d'au moins 90% de bainite supérieure : la microstructure est alors très homogène et permet d'éviter une localisation des déformations.
    • en complément éventuel, la structure contient :
    • De la bainite inférieure, dont la précipitation de carbures intervient au sein des lattes ferritiques ; par rapport à la bainite supérieure, la bainite inférieure présente une résistance un peu plus importante mais une ductilité moins grande.
    • Eventuellement de la martensite. Celle-ci est fréquemment associée à de l'austénite résiduelle sous forme de composés « M-A » (martensite-austénite résiduelle) La teneur totale en martensite et en austénite résiduelle doit être limitée à 5% pour ne pas diminuer la ductilité.
  • Les pourcentages microstructuraux ci-dessus correspondent aux fractions surfaciques que l'on peut mesurer sur des coupes polies et attaquées.
  • La microstructure ne comporte donc pas de ferrite primaire ou proeutectoïde : elle présente alors une grande homogénéité puisque l'écart de propriétés mécaniques entre la matrice (bainite supérieure) et les autres constituants éventuels (bainite inférieure et martensite) est faible. Lors d'une sollicitation mécanique, les déformations se répartissent de façon homogène. Une accumulation de dislocations n'intervient pas au niveau des interfaces entre les constituants et un endommagement prématuré est évité, contrairement à ce qui peut être noté dans des structures comportant une quantité significative de ferrite primaire, phase dont la limite d'écoulement est très faible, ou de martensite à très haut niveau de résistance. De la sorte, la tôle d'acier selon l'invention présente une aptitude particulière à certains modes de déformation exigeants tels que l'expansion de trous, la sollicitation mécanique de bords découpés, le pliage.
  • La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle ou pièce d'acier laminée à chaud selon l'invention est la suivante :
    • On approvisionne un acier de composition selon l'invention, puis on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots, ou en continu sous forme de brames 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 contra-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 entre 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. La température TFL est comprise préférentiellement entre 870 et 930°C pour obtenir une taille de grain adaptée à la transformation bainitique qui va suivre.
  • On effectue ensuite un refroidissement à une vitesse VR comprise entre 75 et 200°C/s : une vitesse minimale de 75°C/s permet d'éviter la formation de ferrite proeutectoïde et de perlite, alors qu'une vitesse VR inférieure ou égale à 200°C/s permet d'éviter la formation excessive de martensite.
  • D'une façon optimale, la vitesse VR est comprise entre 80 et 150°C/s : Une vitesse minimale de 80°C/s conduit à la formation de bainite supérieure avec une taille de lattes très réduite, associée à d'excellentes propriétés mécaniques. Une vitesse inférieure à 150°C/s permet d'éviter très majoritairement la formation de martensite.
  • La gamme de vitesse de refroidissement selon l'invention peut être obtenue au moyen d'une pulvérisation d'eau ou d'un mélange air-eau, en fonction de l'épaisseur de la tôle, à la sortie du laminoir finisseur.
    • Après cette phase de refroidissement rapide, la tôle laminée à chaud est bobinée à une température Tbob comprise entre 500 et 600°C. La transformation bainitique se produit pendant cette phase de bobinage ; de la sorte, on évite la formation de ferrite proeutectoïde ou de perlite causée par une température de bobinage trop élevée et on évite également la formation de constituants de trempe qui serait causée par une température de bobinage trop basse. De plus, la précipitation de carbonitrures intervenant dans cette gamme de température de bobinage permet d'obtenir un durcissement supplémentaire.
  • La tôle peut être utilisée à l'état nu ou revêtu. Dans ce dernier cas, le revêtement peut être par exemple un revêtement à base de zinc ou d'aluminium. Selon l'utilisation envisagée, on décape la tôle après laminage selon un procédé connu en soi, de façon à obtenir un état de surface propre à favoriser la mise oeuvre du revêtement ultérieur.
  • Afin d'effacer le palier observé lors d'un essai mécanique de traction, la tôle peut être éventuellement soumise à une légère déformation à froid, usuellement inférieure à 1% (« skin-pass ») La tôle est ensuite revêtue de zinc ou d'un alliage à base de zinc, par exemple par électrozingage ou par galvanisation en continu au trempé. Dans ce dernier cas, on a mis en évidence que la microstructure particulière de l'acier, composée majoritairement de bainite supérieure, est peu sensible aux conditions thermiques du traitement ultérieur de galvanisation, si bien que les caractéristiques mécaniques des tôles revêtues en continu au trempé présentent une grande stabilité même en cas de fluctuation intempestive de ces conditions. La tôle à l'état galvanisé présente donc des caractéristiques mécaniques très similaires à celles à l'état nu.
  • On découpe ensuite les tôles par des procédés connus en eux-mêmes de façon à obtenir des flans aptes à la mise en forme.
  • Les inventeurs ont également mis en évidence qu'il était possible de tirer parti de la microstructure selon l'invention pour réaliser des pièces embouties de façon particulièrement avantageuse selon le procédé suivant:
    • On chauffe tout d'abord les flans définis ci-dessus à une température T comprise entre 400 et 690°C. La durée de maintien à cette température peut aller jusqu'à 15 minutes sans qu'il y ait de risque que la résistance Rm de la pièce finale ne diminue au dessous de 800MPa. La température de chauffage doit être supérieure à 400°C pour diminuer suffisamment la limite d'écoulement de l'acier et permettre l'emboutissage qui va suivre avec des efforts peu importants, et faire en sorte que le retour élastique de la pièce emboutie soit également minime ce qui permet la fabrication de pièce avec une bonne précision géométrique. Cette température est limitée à 690°C d'une part pour éviter une transformation partielle au chauffage en austénite, qui conduirait à la formation de constituants de trempe au refroidissement, d'autre part pour éviter un adoucissement de la matrice qui conduirait à une résistance inférieure à 800MPa sur la pièce emboutie.
    • On effectue ensuite un emboutissage de ces flans chauffés dans une gamme de température allant de 350°C à (T-20°C) pour former une pièce que l'on refroidit jusqu'à température ambiante. On réalise de la sorte un emboutissage « à tiède » avec les effets suivants :
    • On diminue la contrainte d'écoulement de l'acier. Ceci permet d'utiliser des presses d'emboutissage moins puissantes et/ou de fabriquer des pièces plus difficiles à réaliser que par emboutissage à froid.
    • La gamme de température de l'emboutissage à tiède tient compte de la légère diminution de température lorsque le flan est extrait du four et transféré à la presse d'emboutissage : pour une température de chauffage de T°C, l'emboutissage peut débuter à une température de (T-20°C). La température d'emboutissage doit cependant être supérieure à 350°C afin de limiter le retour élastique et le niveau de contraintes résiduelles sur la pièce finale. Par rapport à un emboutissage à froid, cette diminution du retour élastique permet la fabrication de pièces avec une meilleure tolérance géométrique finale.
    • De façon surprenante, on a découvert que la microstructure particulière des aciers selon l'invention présente une grande stabilité de propriétés mécaniques (résistance, allongement) lors de l'emboutissage à tiède : en effet, une variation de la température d'emboutissage ou de vitesse de refroidissement après emboutissage, ne conduisent pas à une modification importante de la microstructure et des précipités telles que les carbonitrures.
    • Dans la limite des conditions de l'invention, une modification inopinée ou une fluctuation des paramètres de chauffage (température ou temps de maintien) ou de refroidissement (contact plus ou moins parfait de la pièce avec l'outillage) ne conduisent pas alors à un rejet des pièces ainsi produites.
    • Lors du chauffage et de l'emboutissage à tiède, une modification des composés M-A éventuellement présents en faible quantité initiale ne se traduit pas par une dégradation des propriétés mécaniques. On ne note pas par exemple d'influence négative lié à une déstabilisation de l'austénite résiduelle.
    • La microstructure après emboutissage à tiède est très proche de la microstructure avant emboutissage. De la sorte, si on chauffe et on emboutit à tiède non pas la totalité d'un flan, mais seulement une partie (la partie à emboutir ayant été chauffée localement par un moyen approprié, par exemple par induction) la microstructure et les propriétés de la pièce finale seront bien homogènes dans ses différentes parties.
    Exemple 1:
  • On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral. Outre l'acier I-1 ayant servi à la fabrication de tôles selon l'invention, on a indiqué à titre de comparaison la composition d'aciers R-1 et R-2 ayant servi à la fabrication de tôles de référence. Tableau 1 Compositions d'aciers (% poids).
    Acier C (%) Mn (%) Si (%) Al(%) S(%) P(%) Mo (%) Cr(%) N(%) V(%) Nb (%)
    I-1 0,070 1,604 0,218 0,028 0,002 0,014 0,313 0,400 0,006 0,150 -
    I2 0,072 1,592 0,204 0,031 0,003 0,024 0,200 0,414 0,006 0,211 0,017
    R1 0,125 1,670 0,205 0,030 0,002 0,025 0,307 0,414 0,004 0,105 -
    R2 0,102 1,680 0,204 0,023 0,002 0,028 0,315 0,408 0,007 0,205 -
    I= Selon l'invention. R= référence
    Valeurs soulignées : Non conforme à l'invention.
  • Des demi-produits correspondant aux compositions ci-dessus ont été réchauffés à 1220°C et laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 2,3 mm dans un domaine où la structure est entièrement austénitique. Les conditions de fabrication de ces aciers (température de fin de laminage TFL, vitesse de refroidissement VR, température de bobinage Tbob) sont indiquées au tableau 2 Tableau 2 Conditions de fabrication.
    Acier TFL(°C) VR(°C/s) Tbob(°C)
    I1 910 80 520
    I2 875 80 600
    R1 880 80 520
    R2 885 100 450
    Valeurs soulignées : non conforme à l'invention
  • Les propriétés mécaniques de traction obtenues (limite d'élasticité Re, résistance Rm, allongement à rupture A) ont été portées au tableau 3 ci-dessous. Tableau 3 : Caractéristiques mécaniques (sens long par rapport au laminage)
    Acier Re(MPa) Rm (MPa) Allongement à rupture A (%)
    I1 820 880 11
    I2 767 831 16
    R1 740 835 8
    R2 870 927 7,5
    Valeurs soulignées : non conforme à l'invention
  • Les valeurs élevées des caractéristiques mécaniques sont obtenues aussi bien en sens long qu'en sens travers par rapport au laminage pour les aciers selon l'invention.
  • La microstructure de l'acier I1 illustrée à la figure 2 comprend plus de 80% de bainite supérieure, le reste étant constitué de bainite inférieure et de composés M-A. La teneur totale en martensite et en austénite résiduelle est inférieure à 5%. La taille des anciens grains austénitiques et des paquets de lattes bainitiques est d'environ 10 micromètres. La limitation de la taille des paquets de lattes et la forte désorientation entre les paquets adjacents a pour conséquence une grande résistance à la propagation d'éventuelles microfissures. Grâce à la faible différence de dureté entre les différents constituants de la microstructure, l'acier est peu sensible à l'endommagement lors de la découpe par un procédé mécanique.
  • La tôle d'acier R1, présentant une teneur en carbone trop élevée et une teneur en vanadium trop faible, a un allongement à rupture insuffisant. L'acier R2 présente une teneur en carbone et en phosphore trop élevée, sa température de bobinage est également trop faible. En conséquence, son allongement à rupture est également nettement inférieur à 10%.
  • Des joints soudés autogènes LASER ont été réalisés dans les conditions suivantes : puissance : 4,5kW, vitesse de soudage : 2,5m/mn. L'allongement en sens long des soudures LASER de l'acier I-1 est de 17%, alors qu'il est de 10 et 13% respectivement pour les aciers R-1 et R-2. Ces valeurs conduisent, particulièrement pour l'acier R1, à des difficultés lors d'emboutissage de joints soudés.
  • Des tôles d'acier I1 selon l'invention ont été également galvanisées dans les conditions suivantes : après chauffage à 680°C, les tôles ont été refroidies à 455°C puis revêtues au trempé en continu dans un bain de Zn à cette température et enfin refroidies à température ambiante. Les caractéristiques mécaniques des tôles galvanisées sont les suivantes : Re=824MPa, Rm=879MPa, A=12%. Ces propriétés sont pratiquement identiques à celles de la tôle non revêtue, ce qui indique que la microstructure des aciers selon l'invention est très stable vis-à-vis des cycles thermiques de galvanisation.
    • Exemple 2 :
  • Une tôle d'acier I-1, fabriquée au moyen des paramètres définis au tableau 2 pour cet acier, a été découpée de façon à obtenir des flans. Après chauffage à des températures T de 400 ou de 690°C, maintien à ces températures pendant 7 ou 10 minutes et emboutissage à tiède à des températures respectives de 350°C ou 640°C, les pièces obtenues ont été refroidies à une vitesse V'R de 25°C/s ou de 100°C/s jusqu'à la température ambiante. La vitesse V'R désigne la vitesse moyenne de refroidissement entre la température T et la température ambiante. La résistance mécanique Rm des pièces ainsi obtenues est indiquée au tableau 4 : Tableau 4 : Résistance Rm obtenue après emboutissage à tiède dans diverses conditions
    Refroidissement 25°C/s Refroidissement 100°C/s
    Chauffage : 400°C- 7 minutes 880 MPa 875MPa
    Chauffage : 400°C- 10 minutes 875 MPa 885MPa
    Chauffage : 690°C-10 minutes 810MPa 810MPa
  • Les pièces embouties selon les conditions de l'invention présentent donc une faible sensibilité à une variation des conditions de fabrication : après chauffage à 400°C, la résistance finale varie peu (10 MPa) lorsque la durée du chauffage et/ou la vitesse de refroidissement sont modifiées.
  • Même pour un chauffage à 690°C, la résistance de la pièce obtenue est supérieure à 800MPa.
  • Par rapport à la microstructure initiale, on note une faible précipitation supplémentaire de carbures. La structure reste pratiquement identique à celle de la tôle non emboutie à tiède, comme l'illustre la figure 3 relative à une pièce réchauffée à 400°C pendant 7 minutes puis emboutie à 380°C.
  • Ainsi, l'invention permet la fabrication de tôles ou de pièces d'aciers à matrice bainitique sans addition excessive d'éléments coûteux. Celles-ci allient une haute résistance et une ductilité élevée. 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 (18)

  1. Tôle ou pièce d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 800 MPa, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids :
    0,050% ≤ C ≤ 0,090%
    1%≤ Mn ≤ 2%
    0,015% ≤ Al ≤ 0,050 %
    0,1 %≤Si ≤ 0,3%
    0,10% ≤ Mo ≤ 0,40%
    S ≤ 0,010%
    P≤ 0,025%
    0,003%≤N≤0,009%
    0, 12% ≤ V ≤ 0,22%
    Ti≤ 0,005%
    Nb≤ 0,020%
    et à titre optionnel,
    Cr≤ 0,45%
    le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de ladite tôle ou de ladite pièce comprenant, en fraction surfacique, au moins 80% de bainite supérieure, le complément éventuel étant constitué de bainite inférieure, de martensite et d'austénite résiduelle, la somme des teneurs en martensite et en austénite résiduelle étant inférieure à 5%
  2. Tôle d'acier ou pièce selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    0,050% ≤ C ≤ 0,070%
  3. Tôle d'acier ou pièce selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    0,070% <C ≤ 0,090%
  4. Tôle d'acier ou pièce selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    1,4% ≤ Mn ≤ 1,8%
  5. Tôle d'acier ou pièce selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    0,020% ≤ Al ≤ 0,040 %
  6. Tôle d'acier ou pièce selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    0,12% ≤ V ≤ 0,16 %
  7. Tôle d'acier ou pièce selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    0,18% ≤ Mo ≤ 0,30 %
  8. Tôle d'acier ou pièce selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    Nb ≤ 0,005 %
  9. Tôle d'acier ou pièce selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que la composition dudit acier comprend, la teneur étant exprimée en poids :
    0,20% ≤ Cr ≤ 0,45%
  10. Tôle ou pièce d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 9 caractérisée en ce que ladite tôle ou ladite pièce est revêtue d'un revêtement à base de zinc ou à base d'aluminium.
  11. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 800 MPa, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel :
    - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 9,
    - 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 jusqu'à une température TFL dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique de façon à obtenir une tôle, puis
    - on refroidit ladite tôle de telle sorte que la vitesse de refroidissement VR soit comprise 75 et 200°C/s, puis
    - on bobine ladite tôle à une température Tbob comprise entre 500 et 600°C
  12. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon la revendication 11 caractérisé en ce que la température de fin de laminage TFL est comprise entre 870 et 930°C
  13. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon la revendication 11 ou 12 caractérisé en ce que la vitesse de refroidissement VR est comprise entre 80 et 150°C/s
  14. Procédé de fabrication selon lequel une tôle fabriquée selon l'une quelconque des revendications 11 à 13 est décapée, puis optionnellement skin-passée, puis revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, ou bien d'aluminium ou d'alliage d'aluminium
  15. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier selon la revendication 14, caractérisé en ce que ledit revêtement est réalisé en continu au trempé
  16. Procédé de fabrication d'une pièce emboutie à tiède, caractérisée en ce que :
    - on approvisionne une tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 11 à 15, puis,
    - on découpe ladite tôle pour obtenir un flan, puis
    - on chauffe partiellement ou totalement ledit flan à une température T comprise entre 400 et 690°C, où l'on effectue un maintien d'une durée inférieure à 15 minutes, de façon à obtenir un flan chauffé, puis
    - on emboutit ledit flan chauffé à une température comprise entre 350 et T-20°C, pour obtenir une pièce, puis
    - on refroidit ladite pièce jusqu'à la température ambiante avec une vitesse V'R
  17. Procédé de fabrication selon la revendication 16 caractérisé en ce que la vitesse V'R est comprise entre 25 et 100°C/s
  18. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 11 à 17, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans le domaine automobile.
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Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101509102B (zh) * 2009-03-27 2011-01-05 攀钢集团研究院有限公司 热轧低碳冲压用钢及其生产方法
JP5672946B2 (ja) * 2010-10-22 2015-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板およびそれを用いた温間成形方法
WO2012064129A2 (fr) * 2010-11-10 2012-05-18 (주)포스코 Procédé pour fabriquer un acier à plasticité induite par transformation laminé à froid/laminé à chaud de haute résistance ayant une résistance à la traction d'une valeur de 590 mpa, une excellente usinabilité, et un faible écart de propriété mécanique
WO2012127125A1 (fr) 2011-03-24 2012-09-27 Arcelormittal Investigatión Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
ES2650487T3 (es) * 2012-08-21 2018-01-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Material de acero
CN103205636B (zh) * 2013-04-18 2015-08-26 内蒙古包钢钢联股份有限公司 低碳贝氏体连续屈服带钢的生产方法
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
CA2923582C (fr) * 2013-09-10 2017-04-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Procede pour fabriquer un article moule a la presse, et article moule a la presse
ES2662381T3 (es) * 2013-09-18 2018-04-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Pieza estampada en caliente y método de fabricación de la misma
JP6098733B2 (ja) * 2014-01-06 2017-03-22 新日鐵住金株式会社 熱間成形部材の製造方法
MX2016008810A (es) 2014-01-06 2016-09-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero y metodo para fabricarlo.
JP6177733B2 (ja) * 2014-01-28 2017-08-09 株式会社神戸製鋼所 加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板およびその製造方法
EP2905348B1 (fr) 2014-02-07 2019-09-04 ThyssenKrupp Steel Europe AG Produit en acier plat de haute résistance avec une structure bainitique-martensitique et procédé de fabrication d'un tel produit acier plat
WO2016001706A1 (fr) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une tôle d'acier haute résistance ayant une résistance et une aptitude au formage améliorées et feuille ainsi obtenue
WO2016001710A1 (fr) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de fabrication d'un acier revêtu à haute résistance ayant une résistance et une ductilité améliorée et tôle obtenue
WO2016001702A1 (fr) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une tôle d'acier revêtue à haute résistance présentant une résistance, une ductilité et une formabilité améliorées
WO2016001700A1 (fr) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Procédé de production d'une tôle d'acier à haute résistance présentant une résistance, une ductilité et une aptitude au formage améliorées
WO2016005780A1 (fr) 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
US20180209011A1 (en) * 2015-07-17 2018-07-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Method of producing a hot strip of a bainitic multi-phase steel having a zn-mg-al coating, and a corresponding hot strip
US10590615B2 (en) * 2016-06-28 2020-03-17 Vigor Industrial Llc Orthotropic deck
CN110643894B (zh) 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
WO2020065381A1 (fr) 2018-09-28 2020-04-02 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à chaud et son procédé de fabrication
CN112962021B (zh) * 2021-01-25 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3807990A (en) * 1968-09-11 1974-04-30 Nippon Steel Corp Low-alloy high-tensile strength steel
SU1749307A1 (ru) * 1990-10-30 1992-07-23 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им.И.П.Бардина Сталь
JP3015923B2 (ja) * 1991-06-04 2000-03-06 新日本製鐵株式会社 強靱鋼の製造方法
RU2016127C1 (ru) * 1991-06-22 1994-07-15 Эфрон Леонид Иосифович Сталь
US5545270A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
JPH1096042A (ja) * 1996-09-24 1998-04-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 表層部靭性の優れた高張力鋼板及びその製造方法
RU2210603C2 (ru) * 1997-07-28 2003-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей
BR9811051A (pt) 1997-07-28 2000-08-15 Exxonmobil Upstream Res Co Placa de aço, e, processo para preparar a mesma
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
FR2807068B1 (fr) 2000-03-29 2002-10-11 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute limite d'elasticite et resistance mecanique utilisable notamment pour la realisation de piece de vehicules automobiles
DE10130744A1 (de) 2001-06-26 2003-01-02 Carl Zeiss Vision Gmbh Verfahren zur Bestimmung des Gradienten nach Betrag und/oder Richtung eines skalaren Feldes und von Oberflächennormalen eines Objektes in einem Datenfeld
CA2462260C (fr) * 2001-10-04 2012-02-07 Nippon Steel Corporation Tole d'acier mince hautement resistante pouvant etre emboutie et presentant d'excellentes proprietes de memoire de forme et procede de production associe
JP3775341B2 (ja) * 2002-04-30 2006-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP4091894B2 (ja) 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
TWI302572B (en) * 2003-09-30 2008-11-01 Nippon Steel Corp High yield ratio, high strength steel sheet, high yield ratio, high strength hot dip galvanized steel sheet and high yield ratio, high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet and process for producing same
AU2005227556B2 (en) 2004-03-31 2008-02-14 Jfe Steel Corporation High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
JP4358022B2 (ja) 2004-04-27 2009-11-04 シロキ工業株式会社 パワーウィンドの安全装置
EP1764423B1 (fr) * 2004-07-07 2015-11-04 JFE Steel Corporation Methode de production de tole en acier a haute resistance mecanique

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Publication number Publication date
WO2009034250A1 (fr) 2009-03-19
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