WO2003057928A1 - Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu - Google Patents

Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu Download PDF

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WO2003057928A1
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Michel Faral
Jean=Pierre Birat
Catherine Juckum
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Definitions

  • the invention relates to the field of the production of ferrous alloys, and more precisely the field of the production of steels with high copper contents.
  • Copper is generally considered as an undesirable element in carbon steels, because by promoting hot cracking, on the one hand it makes difficult the hot work of steel, and on the other hand it degrades the quality and the appearance of the surface of the products. For these reasons, it is customary to limit the copper content of high quality carbon steels to grades below 0.05%. As it is not possible to remove the copper present in the liquid steel, the guaranteed obtaining of these low copper contents is only possible by producing the steel from liquid cast iron, which does not is economically viable only for production in large quantities, or by producing steel in an electric furnace by melting carefully selected, therefore expensive, scrap. There are, however, cases where the presence of a high copper content in the steel may be desirable. Indeed, copper can have beneficial effects for certain applications, in particular for the automobile industry.
  • the hardening power of copper by precipitation is optimal when the copper is kept entirely in solid solution before the precipitation treatment by quenching.
  • the contribution of precipitation to hardening is all the lower the higher the precipitation temperature.
  • the copper should therefore not precipitate on cooling until the tempering temperature has been reached.
  • the conventional production chain does not allow the execution of such quenching necessary for maximizing the hardening power.
  • the mechanical properties sought on the thin strip are essentially good resistance and good elongation under tension. This document does not, however, discuss in detail the post-casting treatments which would make it possible to obtain a sheet that can be used for industrial application.
  • the object of the invention is to propose processes for the complete production of hot-rolled or cold-rolled sheets of carbon steel having high mechanical properties, in particular high strength, good anisotropy of deformations, as well as good solderability, in which a high copper content is tolerated or even desired.
  • the subject of the invention is a process for manufacturing a steel product made of carbon steel rich in copper, according to which: - a liquid steel is produced having the composition, expressed in weight percentages:
  • This liquid steel is poured directly in the form of a thin strip of thickness less than or equal to 10 mm;
  • the strip is rapidly cooled to a temperature less than or equal to 1000 ° C;
  • the thin strip is subjected to hot rolling at a reduction rate of at least 10%, the end of rolling temperature being such that at at this temperature, all of the copper is still in solid solution in the ferrite and / or austenite matrix;
  • the strip is then subjected to forced cooling so as to keep the copper in a supersaturated solid solution in the ferrite and / or austenite matrix;
  • the Mn / Si ratio is greater than or equal to 3.
  • the thin strip can be cast on a casting installation between two internally cooled cylinders rotating in opposite directions.
  • the hot rolling of the strip is preferably carried out in line with the casting of the strip.
  • the speed V of forced cooling following hot rolling is generally such that y> 1.98 (% Cu) - 0.08 with V expressed in ° C / s and% Cu in% by weight.
  • the carbon content of the steel is between 0.1 and 1%, and the winding of the strip is carried out at a temperature above the temperature Ms at the start of martensitic transformation.
  • the winding of the strip is carried out at less than 300 ° C., and the strip then undergoes a heat treatment to precipitate the copper between 400 and 700 ° C. Under these conditions, if the carbon content is between 0.1 and 1%, there is preferably no unwinding prior to the heat treatment.
  • the winding of the strip is carried out at a temperature which is both higher than the Ms temperature at the start of martensitic transformation and less than 300 ° C., and then cold rolling is carried out, recrystallization annealing is carried out.
  • recrystallization annealing is carried out. in a temperature range where the copper is in a supersaturated solid solution, forced cooling now keeps the copper in solid solution, and a precipitation income.
  • Said precipitation income is carried out in a continuous annealing installation between 600 and 700 ° C., or in a basic annealing installation between 400 and 700 ° C.
  • the winding of the strip is carried out at a temperature both above the temperature Ms at the start of martensitic transformation and below 300 ° C., and then cold rolling and base annealing are carried out between 400 and 700 ° C serving both for recrystallization annealing and precipitation income.
  • the carbon content of the steel is preferably between 0.1 and 1%, or between 0.01 and 0.2%, or between 0.0005% and 0 , 05%. In the latter case, its copper content is preferably between 0.5 and 1.8%.
  • the strip prior to the precipitation income, can be cut to form a sheet which is shaped by stamping, and effect the precipitation income on the stamped sheet.
  • the invention also relates to a steel product obtained by one of the preceding processes.
  • the invention essentially consists in directly casting a steel strip having the specified composition into a thin strip, then in imposing conditions preventing it from cracking (either by rapid cooling of the strip at the outlet of the ingot mold bringing it into below 1000 ° C, ie by keeping the strip in a non-oxidizing atmosphere at least until this temperature is obtained), then hot rolling the strip, preferably in line, followed by cooling now forced the copper into a supersaturated solid solution.
  • the tape is then wound up. It can then undergo various thermal or mechanical treatments which will give it its thickness and its final properties.
  • FIG. 1 which shows the phase diagram of the pure iron-copper alloy as a whole (fig.la), and for copper contents less than or equal to 5% and temperatures from 600 to 1000 ° C (fig . 1 b);
  • a liquid metal is produced having the following composition (all the contents are expressed in percentages by weight).
  • the carbon content can range from 0.0005% to 1%, depending in particular on the applications envisaged for the final product.
  • the lower limit of 0.0005% corresponds practically to the minimum that it is possible to obtain by conventional methods of decarburization of liquid metal.
  • the upper limit of 1% is justified by the gamma-carbon effect. Indeed, beyond 1%, carbon excessively reduces the solubility of copper in ferrite. In addition, beyond 1%, the weldability of the steel is significantly degraded, which makes it unsuitable for many preferred applications of the sheets obtained from the steels of the invention.
  • carbon makes it possible to obtain a hardening effect, as well as the precipitation of titanium and / or niobium carbides used for texture control, if titanium and / or niobium are present in significant amounts in the steel. .
  • the steels obtained find a preferred application in the field of very high strength hot-rolled sheets, when after casting they have been wound at temperature allowing tempering precipitation, or when they have been wound at low temperature and then undergone tempering, or in the field of cold rolled sheets with very high resistance;
  • the steels obtained find a preferred application in the field of high strength weldable steels when they have been hot rolled, or when have been cold rolled and heat treated under conditions which will be seen later;
  • the steels obtained find a preferred application in the field of stamping, when they have been cold rolled and preferably contain at most 1, 8% of copper (the reasons will be seen later);
  • a carbon content of the order of 0.02% is typical of the steels of the invention, except very high strength steels hot or cold rolled.
  • the copper content of the steel is between 0.5 and 10%, preferably between 1 and 10%.
  • the end of rolling temperature is conditioned by the limit of solubility of copper in austenite. But contents of the order of 4% of copper, requiring hot rolling above 1000 ° C and then cooling the strip to more than 2500 ° C / s, are still accessible by thin strip casting technology, provided that a low speed is required. Scrolling of the hot product, of the order of a few m / s.
  • a recrystallization treatment of the cold-rolled sheet must be carried out. Two variants can be chosen for this purpose.
  • the recrystallization treatment from the precipitation treatment (case of cold-rolled sheets with high resistance for stamping).
  • the copper must be completely in solid solution in the single-phase ferritic domain.
  • the maximum copper content is then given by the solubility limit of the copper in the ferrite at the recrystallization temperature considered. It is at most 1.8% at the maximum admissible recrystallization temperature of 840 ° C (see Figure 1b).
  • the recrystallization treatment and the precipitation treatment (case of cold-rolled sheets with high resistance).
  • Very high copper contents up to 10%, are tolerable if a basic annealing is carried out.
  • the optimum recrystallization may not coincide with the optimum precipitation, and the treatment parameters must then be chosen so as to achieve the best compromise for the intended application.
  • copper contents of the order of 3% and 1.8% depending on the applications may be recommended.
  • the manganese content must be kept less than or equal to
  • manganese Like carbon, manganese has a hardening effect. In addition, it is gammagenic, therefore it decreases the solubility of copper in ferrite by reducing the extent of the ferritic domain. Typically, a manganese content of the order of 0.3% is recommended. The silicon content can range up to 5%, without requiring a minimum content. Its alphagenic character however makes it advantageous, because it allows to stay in the ferritic domain even with the preferred copper contents of 1, 8 or even 3% of the steels of the invention.
  • the Mn / Si ratio it is recommended to adjust the Mn / Si ratio to a value preferably greater than 3, to control, during the transformation ⁇ - » ⁇ , the transfer of roughness from the surface of the cylinders to the solidified skins and the regularity of attachment. solidified skins, in order to avoid the formation of cracks on the strip during solidification and cooling.
  • the maximum Si content of 5% is imposed by the ease of making and casting the grade at the steelworks. Typically, a content of the order of 0.05% is recommended.
  • Niobium and titanium may, preferably but not necessarily, be present in contents of up to 0.5% each. They produce carbides favorable to texture control, and when they are over-stoichiometric with respect to carbon, they increase the temperature Aci of the steel, therefore the solubility of copper in ferrite. Typically, each of these elements can be present at a content of approximately 0.05%. The nickel content can be up to 5%, this element being only optional. Nickel is often added in copper steels to combat hot cracking. Its action is twofold. On the one hand, by increasing the solubility of copper in austenite, nickel delays the segregation of copper at the metal-oxide interface.
  • nickel increases the melting point of the phase which segregates. It is usually considered that adding nickel on the order of copper is sufficient to prevent hot cracking.
  • the rapid cooling and / or inerting after casting of the process according to the invention prevents hot cracking, which reduces the advantage of adding nickel with this objective in view.
  • the aluminum content can go up to 2% without deteriorating the properties of the steel, but this element is not necessarily present. It is however advantageous for its alphagenic role comparable to that of silicon. Typically, aluminum is present at a content of about 0.05%.
  • the other chemical elements are present as residual elements, at levels resulting from the production of steel according to conventional methods.
  • the tin content is less than 0.03%, the nitrogen content is less than 0.02%, the sulfur content less than 0.05%, the phosphorus content less than 0.05%.
  • the liquid steel whose composition has just been exposed is then poured continuously directly in the form of a thin strip of thickness less than or equal to 10mm.
  • steel is typically cast in a bottomless ingot mold, the casting space of which is limited by the side walls internally cooled by two cylinders rotating in opposite directions, and by two side walls made of refractory material pressed against the ends. cylinder planes.
  • This process is now well known in the literature (it is described in EP-A-0 641 867 in particular), and we will not talk about it any more. It would also be possible to use a method of casting by solidifying the steel on a single cylinder, which would give access to thinner strips than the casting between two cylinders.
  • the strip is then subjected to hot rolling.
  • This can be carried out on an installation separate from the casting installation, after reheating the strip at a temperature not exceeding 1000 ° C to avoid crazing (unless this reheating is carried out in a non-atmospheric oxidant).
  • In-line rolling also makes it possible to dispense with a sequence of winding / unwinding / reheating operations between casting and hot rolling, which can present metallurgical risks: surface cracking, and scaling encrustation in particular.
  • This hot rolling is carried out, with a reduction rate of at least 10%, in one pass or more. It basically has three functions.
  • the recrystallization which it causes removes the solidification structure, which is unfavorable to the shaping of the sheet. Furthermore, this recrystallization leads to a refinement of the grain which is necessary for the simultaneous improvement of the strength and tenacity properties of the strip, if the latter is intended to be used in the state of hot-rolled sheet.
  • the end of rolling temperature must be such that the copper is still at this stage in solid solution in ferrite and / or austenite. Indeed, the precipitation of copper before the end of rolling would not allow to get the maximum hardening. This maximum is of the order of 300 MPa per 1% of copper, when the precipitation conditions are well controlled. This end of rolling temperature to be respected therefore depends on the composition of the steel, in particular on its copper and carbon contents.
  • the temperature of the end of rolling must be greater than 1094 ° C., this temperature being approximately the temperature of the peritectic bearing presented by the Fe-Cu phase diagram. shown in Figure 1a, for very low carbon contents.
  • This also implies that the hot rolling is carried out in a non-oxidizing atmosphere, and that if the strip is cooled immediately after its solidification, this cooling is interrupted at a temperature high enough to then allow hot rolling of the strip. strip under conditions resulting in an end of rolling temperature greater than 1094 ° C.
  • the end of rolling temperature must be higher than the solubility limit of copper in austenite, as given by the Fe-Cu phase diagram, for the carbon content considered. As an indication, for a very low carbon content, this temperature T would be given by
  • paramagnetic ⁇ iron between 840 ° C and the Curie temperature of 759 ° C, for a copper content of 1.08 to 1.8%
  • this end of rolling temperature must not be lower than the temperature at which, taking into account the composition of the steel, a precipitation of copper would be observed.
  • the determination of this temperature for a given steel composition can be carried out at by means of current experiments by metallurgists, in case a measurement of this temperature is not available in the literature.
  • the strip undergoes further forced cooling.
  • This cooling has several functions: - if the end of rolling temperature is higher than 1000 ° C (which, as we have seen, is desirable mainly for steels with very high copper content), this cooling guarantees that between at the end of rolling temperature and 1000 ° C. there will be no significant oxidation of the iron, and that there will be no crazing on the strip; - and above all, it keeps the copper in a supersaturated solid solution in austenite and or ferrite; this condition is important to make the most of the precipitation hardening effect of copper.
  • the maintenance of copper in solid solution is generally carried out if, during the whole time that the strip passes in running, without being wound, the cooling speed V of the strip is such as
  • V For a copper content of 1%, V must therefore be greater than or equal to 7 ° C / s, which is easily accessible. For a copper content of 3%, V must be greater than or equal to 350 ° C / s. This high speed is however accessible in a thin strip casting installation. For copper contents above 3%, the above formula is no longer valid, and an experimental control of the results of the cooling must be carried out to verify that it has been sufficient to maintain the copper in a supersaturated solid solution.
  • the winding of the strip then takes place.
  • the value of the maximum hardness which can be obtained increases when the temperature of the precipitation income decreases, provided that the strip is given sufficient time to reach this maximum hardness.
  • the choice of the strip winding temperature and the choice of subsequent operations depend on the type of product that one wishes to manufacture. As said, it is possible to manufacture hot-rolled sheets according to the method of the invention. Two operating modes are possible.
  • the strip is wound after hot rolling at a high temperature, for example that (calculated as a function of the copper content according to the above formula (2)) which makes it possible to reach the maximum hardness in 1 hour (time from which, as we said, the temperature of the coil usually starts to decrease).
  • the period during which the strip undergoes a stay at high temperature is therefore the initial phase of its stay in the form of a coil following rapid cooling.
  • Ms is of the order of 400 to 500 ° C, which is high and, most often, above the winding temperature which would be easily accessible on the installation. But there is no problem here in winding below Ms, because:
  • the hot-rolled sheet After complete cooling of the coil (which, depending on requirements, can take place entirely naturally or be forced after the time necessary to obtain the desired hardness has elapsed), the hot-rolled sheet is ready to use.
  • the strip (always wound, at least in the case where the winding took place below Ms) then undergoes a heat treatment of tempering between 400 and 700 ° C which makes it possible to remove the martensite.
  • the main role of this income is to precipitate the copper, so as to obtain the desired properties for the hot sheet.
  • the parameters of this treatment (temperature and duration) can be determined using equation (2) previously given.
  • the coiling temperature must be higher than Ms for steels whose carbon content is between 0.1 and 1%, since there is no There is no heat treatment which would eliminate the martensite between the winding and the unwinding before cold rolling. But the The coiling temperature must also in all cases be less than 300 ° C. for the cold rolling and the subsequent recrystallization annealing to take place on a steel where the copper is in a supersaturated solid solution.
  • cold rolling typically at a reduction rate of 40 to 80% and at room temperature
  • recrystallization annealing is carried out in the area of high temperatures where copper is also in solid solution in ferrite and or austenite.
  • the duration of this recrystallization annealing depends on the ability to have previously stored the copper in solid solution. Indeed, at the recrystallization temperature of 840 ° C where one can put up to 1.8% of copper in solid solution, the growth of the grains can be excessive.
  • the annealing time is no longer fixed by the kinetics of dissolution of the copper precipitates, but by the kinetics of grain growth.
  • the dissolution of copper before recrystallization therefore facilitates the optimization of the texture, and this situation is the most advantageous for the metallurgist.
  • the recrystallization annealing if it is carried out at 840 ° C., has a duration which can vary from 20 s to 5 min. It can advantageously be executed in an installation of "Compact annealing" giving access in a short time to high temperatures which make it possible to re-solution large quantities of copper.
  • the precipitation income when very high levels of resistance are sought, it is preferable to carry out the precipitation income at relatively low temperature (400 to 700 ° C.), but for a prolonged duration determined, preferably by the equation. (2) above, in a base annealing installation where the strip remains in the reel state.
  • the rapid cooling following the treatment must bring the strip to less than 300 ° C. to keep the copper in a supersaturated solid solution.
  • recrystallization In order for the sheet to retain good drawing properties, recrystallization must be carried out in the ferritic region and must not allow the copper to precipitate.
  • the recrystallization temperature is therefore determined by the solubility limit of the copper in the ferrite as seen above.
  • the hot or cold rolled strip can undergo a final treatment in a skin-pass rolling mill to give it its final surface condition and flatness and adjust its mechanical properties.
  • the implementation of the sheet obtained from the strips according to the invention requires a very high drawability, it is possible to carry it out before the precipitation income, which is therefore carried out no longer on the raw strip but on the stamped product. Thanks to the process according to the invention, it is possible to manufacture sheets with very high resistance which are not necessarily produced from liquid cast iron, which makes them economical.
  • - hot or cold rolled sheets containing up to 10% copper and 0.1 to 1% carbon can have resistances much higher than 1000 MPa; hot or cold rolled sheets having lower carbon contents have lower strengths, but which are always greater than 1000 MPa, and they have good weldability which makes their use possible in particular in the automotive industry; - cold-rolled sheets containing up to 1.8% of copper and
  • 0.05% of carbon has a resistance of the order of 700 to 900 MPa and an elongation at break of 15 to 30%, therefore a very good drawability.

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Abstract

L 'invention concerne un procédé de fabrication d'un produit sidérurgique en acier au carbone riche en cuivre, selon lequel : - on élabore un acier liquide ayant la composition : 0,0005% ≤ C ≤ 1%; 0,5 ≤ Cu ≤ 10% ; 0 Mn ≤ 2%; 0 ≤ Si ≤ 5%; 0 ≤ Ti ≤ 0,5% ; 0 ≤ Nb ≤ 0,5%; 0 ≤ Ni ≤ 5% ; 0 ≤ Al ≤ 2%, le reste étant du fer et des impureté s; on coule cet acier liquide directement sous forme d'une bande mince d'épaisseur inférieure ou égale à 10 mm - tant que la bande est à plus de 1000°C, on lui fait subir un refroidissement forcé et/ou on l'entoure d'une atmosphère non oxydante; on fait subir à la bande mince un laminage à chaud à un taux de réduction d'au moins 10%, la tempé rature de fin de laminage étant telle qu'à cette température, tout le cuivre se trouve encore en solution solide dans la matrice de ferrite et/ou d'austénite ; - on fait ensuite subir à la bande un refroidissement forcé de manière à maintenir le cuivre en solution solide sursaturée dans la matrice de ferrite et/ou d'austénite ;et on bobine la bande. L'invention concerne également un produit sidérurgique ainsi obtenu.

Description

Procédé de fabrication d'un produit sidérurgique en acier au carbone riche en cuiyre, et produit sidérurgique ainsi obtenu
L'invention concerne le domaine de la production d'alliages ferreux, et plus précisément le domaine de la production d'aciers à fortes teneurs en cuivre.
Le cuivre est généralement considéré comme un élément indésirable dans les aciers au carbone, parce qu'en favorisant la fissuration à chaud, d'une part il rend difficile le travail à chaud de l'acier, et d'autre part il dégrade la qualité et l'aspect de la surface des produits. Pour ces raisons, il est habituel de limiter la teneur en cuivre des aciers au carbone de haute qualité à des teneurs inférieures à 0,05%. Comme il n'est pas possible d'enlever le cuivre présent dans l'acier liquide, l'obtention assurée de ces basses teneurs en cuivre n'est possible qu'en produisant l'acier à partir de fonte liquide, ce qui n'est économiquement viable que pour des productions en grandes quantités, ou en produisant l'acier au four électrique par fusion de ferrailles soigneusement sélectionnées, donc onéreuses. II y a, cependant, des cas où la présence d'une forte teneur en cuivre dans l'acier peut être souhaitable. En effet, le cuivre peut avoir des effets bénéfiques pour certaines applications, notamment pour l'industrie automobile.
En premier lieu, il augmente la résistance à la déformation de l'acier par une précipitation que l'on peut obtenir au moyen d'un revenu (durcissement structural).
D'autre part, il améliore la résistance de l'acier à la corrosion atmosphérique, car il conduit à la formation d'une couche d'oxyde protectrice. Enfin, il augmente la résistance à la fragilisation par l'hydrogène de deux façons :
- du fait de la formation de ladite couche d'oxyde protectrice ;
- en se substituant au manganèse, il limite la formation des inclusions de MnS autour desquelles l'hydrogène s'accumule. L'augmentation de la résistance de l'acier due au durcissement structural peut être évaluée à environ 300 MPa par 1% de cuivre. Cependant, il apparaît difficile de tirer parti de ce phénomène, en ce que dans les filières de production classiques de tôles par coulée continue de brames épaisses ou minces, laminage à chaud au train à bandes et laminage à froid, le cuivre conduit à une détérioration de la qualité de surface par fissuration en peau lors de la transformation à chaud en atmosphère oxydante. Cette fissuration est appelée « faïençage ». Une teneur en cuivre inférieure à 1%, voire 0,5% est alors impérative, à moins de limiter cette fissuration par une addition de nickel ou de silicium, ou par un réchauffage avant transformation à chaud à une température inférieure à la température de fusion péritectique du cuivre (1094°C pour un alliage Fe-Cu pur), ce qui restreint la gamme d'épaisseurs accessible, ou par un contrôle de l'atmosphère de réchauffage incompatible avec les installations de production actuelles. De plus, le pouvoir durcissant du cuivre par précipitation est optimal lorsque le cuivre est maintenu intégralement en solution solide avant le traitement de précipitation par une trempe. En effet, la contribution de la précipitation au durcissement est d'autant plus faible que la température de précipitation est élevée. II ne faut donc pas que le cuivre précipite au refroidissement tant que la température de revenu n'est pas atteinte. La filière de production classique ne permet pas l'exécution d'une telle trempe nécessaire à la maximisation du pouvoir durcissant.
Il a été proposé dans le document EP-A-0 641 867 de produire des bandes d'acier au carbone contenant de grandes quantités de cuivre (0,3 à 10%) et d'étain (0,03 à 0,5%) par un procédé de coulée directe de bandes minces de 0,1 à 15mm d'épaisseur, tel que la coulée entre cylindres. La solidification rapide de la bande et la possibilité de limiter par un refroidissement suivant cette solidification le temps de séjour de la bande à plus de 1000°C permettent de résoudre les problèmes de qualité de surface évoqués plus haut. La bande est ensuite laminée à froid. Il est ainsi possible d'élaborer des bandes ayant de bonnes propriétés mécaniques et un bon aspect de surface sans avoir recours à des matières premières pauvres en cuivre et en étain. Pour cela, on doit obtenir un produit dont, après sa solidification, les dendrites primaires sont espacées de 5 à 100 μm. Les propriétés mécaniques recherchées sur la bande mince sont essentiellement une bonne résistance et un bon allongement à la traction. Ce document n'évoque cependant pas en détail les traitements postérieurs à la coulée qui permettraient d'aboutir à une tôle exploitable pour une application industrielle. Le but de l'invention est de proposer des procédés d'élaboration complets de tôles laminées à chaud ou laminées à froid en acier au carbone présentant des propriétés mécaniques élevées, notamment une forte résistance, une bonne anisotropie des déformations, ainsi qu'une bonne aptitude au soudage, dans lesquelles une teneur en cuivre élevée est tolérée, voire souhaitée.
A cet effet, l'invention a pour objet un procédé de fabrication d'un produit sidérurgique en acier au carbone riche en cuivre, selon lequel : - on élabore un acier liquide ayant la composition, exprimée en pourcentages pondéraux :
* 0,0005% ≤ C ≤ 1% * 0,5 < Cu < 10%
* 0 < Mn < 2% * 0 < Si < 5%
* 0 < Ti < 0,5%
* 0 < Nb < 0,5%
* 0 < Ni < 5%
* 0 < Al < 2% le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;
- on coule cet acier liquide directement sous forme d'une bande mince d'épaisseur inférieure ou égale à 10 mm ;
- on refroidit rapidement la bande jusqu'à une température inférieure ou égale à 1000°C ; - on fait subir à la bande mince un laminage à chaud à un taux de réduction d'au moins 10%, la température de fin de laminage étant telle qu'à cette température, tout le cuivre se trouve encore en solution solide dans la matrice de ferrite et/ou d'austénite ;
- on fait ensuite subir à la bande un refroidissement forcé de manière à maintenir le cuivre en solution solide sursaturée dans la matrice de ferrite et/ou d'austénite ;
- et on bobine la bande.
De préférence, le rapport Mn/Si est supérieur ou égal à 3.
On peut réaliser la coulée de la bande mince sur une installation de coulée entre deux cylindres refroidis intérieurement tournant en sens contraires.
Le laminage à chaud de la bande est de préférence réalisé en ligne avec la coulée de la bande.
La vitesse V du refroidissement forcé suivant le laminage à chaud est généralement telle que y > 1 ,98 (%Cu) - 0,08 avec V exprimée en °C/s et %Cu en % pondéraux.
Selon une variante du procédé, la teneur en carbone de l'acier est comprise entre 0,1 et 1 %, et le bobinage de la bande est effectué à une température supérieure à la température Ms de début de transformation martensitique.
Selon une autre variante du procédé, le bobinage de la bande est effectué à moins de 300°C, et la bande subit ensuite un traitement thermique de précipitation du cuivre entre 400 et 700°C. Dans ces conditions, si la teneur en carbone est comprise entre 0,1 et 1 %, il n'y a de préférence pas de débobinage préalablement au traitement thermique.
Selon une autre variante du procédé, le bobinage de la bande est effectué à une température à la fois supérieure à la température Ms de début de transformation martensitique et inférieure à 300°C, et on effectue ensuite un laminage à froid, un recuit de recristallisation dans un domaine de température où le cuivre est en solution solide sursaturée, un refroidissement forcé maintenant le cuivre en solution solide, et un revenu de précipitation. Ledit revenu de précipitation est effectué dans une installation de recuit continu entre 600 et 700°C, ou dans une installation de recuit base entre 400 et 700°C.
Selon une autre variante du procédé, le bobinage de la bande est effectué à une température à la fois supérieure à la température Ms de début de transformation martensitique et inférieure à 300°C, et on effectue ensuite un laminage à froid et un recuit base entre 400 et 700°C servant à la fois de recuit de recristallisation et de revenu de précipitation.
Dans les cas où la bande subit un laminage à froid, la teneur en carbone de l'acier est préférentiellement comprise entre 0,1 et 1%, ou entre 0,01 et 0,2%, ou entre 0,0005% et 0,05%. Dans ce dernier cas, sa teneur en cuivre est préférentiellement comprise entre 0,5 et 1 ,8%.
Egalement dans ce dernier cas, préalablement au revenu de précipitation, on peut découper la bande pour former une tôle que l'on met en forme par emboutissage, et effectuer le revenu de précipitation sur la tôle emboutie.
On peut enfin procéder à un traitement final de la bande dans un laminoir écrouisseur.
L'invention a également pour objet un produit sidérurgique obtenu par un des procédés précédents.
Comme on l'aura compris, l'invention consiste essentiellement à couler directement en bande mince un acier ayant la composition précisée, puis à lui imposer des conditions évitant le faïençage (soit par refroidissement rapide de la bande en sortie de lingotière l'amenant en dessous de 1000°C, soit en maintenant la bande dans une atmosphère non oxydante au moins jusqu'à l'obtention de cette température), puis à effectuer un laminage à chaud de la bande, de préférence en ligne, suivi d'un refroidissement forcé maintenant le cuivre en solution solide sursaturée. La bande est ensuite bobinée. Elle peut alors subir divers traitements thermiques ou mécaniques qui vont lui conférer son épaisseur et ses propriétés finales.
L'invention va à présent être décrite plus en détail, en référence aux figures annexées suivantes : - la figure 1 qui représente le diagramme de phases de l'alliage fer- cuivre pur dans son ensemble (fig.la), et pour des teneurs en cuivre inférieures ou égales à 5% et des températures de 600 à 1000°C (fig. 1 b);
- la figure 2 qui représente une portion du diagramme de phases d'un alliage fer-cuivre à 0,2% de carbone.
En premier lieu, on élabore un métal liquide présentant la composition suivante (toutes les teneurs sont exprimées en pourcentages pondéraux).
La teneur en carbone peut aller de 0,0005% à 1%, selon notamment les applications envisagées pour le produit final. La limite inférieure de 0,0005% correspond pratiquement au minimum qu'il est possible d'obtenir par les procédés classiques de décarburation du métal liquide. La limite supérieure de 1% se justifie par l'effet gammagène du carbone. En effet, au-delà de 1 %, le carbone réduit excessivement la solubilité du cuivre dans la ferrite. De plus, au-delà de 1 %, la soudabilité de l'acier est dégradée notablement, ce qui le rend impropre à de nombreuses applications privilégiées des tôles obtenues à partir des aciers de l'invention.
Par ailleurs, le carbone permet d'obtenir un effet durcissant, ainsi que la précipitation de carbures de titane et/ou de niobium servant au contrôle de la texture, si du titane et/ou du niobium sont présents en quantités significatives dans l'acier.
De manière générale, on peut dire que :
- lorsque la teneur en carbone est comprise entre 0,1 et 1%, les aciers obtenus trouvent une application privilégiée dans le domaine des tôles à très haute résistance laminées à chaud, lorsqu'après la coulée ils ont été bobinés à température permettant un revenu de précipitation, ou lorsqu'ils ont été bobinés à basse température puis ont subi un revenu, ou dans le domaine des tôles laminées à froid à très haute résistance ;
- lorsque la teneur en carbone est comprise entre 0,01 et 0,2%, les aciers obtenus trouvent une application privilégiée dans le domaine des aciers soudables à haute résistance lorsqu'ils ont été laminés à chaud, ou lorsqu'ils ont été laminés à froid et traités thermiquement dans des conditions qui seront vues plus loin ;
- lorsque la teneur en carbone est comprise entre 0,0005% et 0,05%, les aciers obtenus trouvent une application privilégiée dans le domaine de l'emboutissage, lorsqu'ils ont été laminés à froid et contiennent de préférence au plus 1 ,8% du cuivre (les raisons en seront vues plus loin) ;
Une teneur en carbone de l'ordre de 0,02% est typique des aciers de l'invention, sauf des aciers à très haute résistance laminés à chaud ou à froid. La teneur en cuivre de l'acier est comprise entre 0,5 et 10%, de préférence entre 1 et 10%.
En deçà de 0,5%, le cuivre n'a pas d'effet durcissant par précipitation ou, plus exactement, la force motrice de précipitation est trop faible pour obtenir un durcissement de précipitation dans des conditions de temps et de température raisonnables dans la perspective d'une application industrielle. Pratiquement, il est préférable d'avoir au moins 1% de cuivre dans l'acier pour profiter de son effet durcissant.
Lorsqu'on élabore un acier destiné à former des bandes laminées à chaud, il n'y a pas de limitation métallurgique à la teneur en cuivre, si on respecte les conditions de vitesse de refroidissement et de température de fin de refroidissement de la bande mince après sa coulée. Il faut que le refroidissement commence dans le domaine 100% austénitique (le domaine γ- Fe de la figure 1a) et qu'il soit suffisamment rapide pour conserver la totalité du cuivre en solution solide. La limitation est donc technologique. On peut par exemple viser la teneur en cuivre (2,9%) où la température d'apparition de la ferrite est la plus basse (environ 840°C, voir la fig.1 ) et pour laquelle la vitesse critique de refroidissement au delà de laquelle le cuivre reste en solution solide est encore facilement accessible (pour cette teneur en cuivre elle est d'environ 350°C/s). Une augmentation de la teneur en cuivre nécessite une élévation de la vitesse de refroidissement et de la température de fin de laminage. La température de fin de laminage est conditionnée par la limite de solubilité du cuivre dans l'austénite. Mais des teneurs de l'ordre de 4% de cuivre, imposant de laminer à chaud au-dessus de 1000°C et de refroidir ensuite la bande à plus de 2500°C/s, sont encore accessibles par la technologie de coulée de bandes minces, à condition d'imposer une faible vitesse de défilement du produit chaud, de l'ordre de quelques m/s. Lorsqu'on élabore un acier destiné à former des bandes laminées à froid, on doit procéder à un traitement de recristallisation de la tôle laminée à froid. Deux variantes peuvent être choisies à cet effet.
Selon la première variante, on choisit de dissocier le traitement de recristallisation du traitement de précipitation (cas des tôles laminées à froid à haute résistance pour emboutissage). A la température de recristallisation, le cuivre doit être totalement en solution solide dans le domaine ferritique monophasé. La teneur maximale en cuivre est alors donnée par la limite de solubilité du cuivre dans la ferrite à la température de recristallisation considérée. Elle est au maximum de 1 ,8% à la température de recristallisation maximale admissible de 840°C (voir la figure 1 b).
Selon la deuxième variante, on choisit de coupler le traitement de recristallisation et le traitement de précipitation (cas des tôles laminées à froid à haute résistance). Des teneurs très élevées en cuivre, jusqu'à 10%, sont tolérables si on procède à un recuit base. Néanmoins, l'optimum de recristallisation peut ne pas coïncider avec l'optimum de précipitation, et les paramètres du traitement doivent alors être choisis de manière à réaliser le meilleur compromis pour l'application envisagée.
Typiquement, des teneurs en cuivre de l'ordre de 3% et 1 ,8% selon les applications peuvent être recommandées. La teneur en manganèse doit être maintenue inférieure ou égale à
2%. Comme le carbone, le manganèse a un effet durcissant. De plus, il est gammagène, donc il diminue la solubilité du cuivre dans la ferrite en réduisant l'étendue du domaine ferritique. Typiquement, on recommande une teneur en manganèse de l'ordre de 0,3%. La teneur en silicium peut aller jusqu'à 5%, sans qu'une teneur minimale soit à imposer impérativement. Son caractère alphagène le rend cependant avantageux, car il permet de rester dans le domaine ferritique même avec les teneurs en cuivre privilégiées de 1 ,8, voire 3% des aciers de l'invention. Il est recommandé d'ajuster le rapport Mn/Si à une valeur préférentiellement supérieure à 3, pour contrôler, lors de la transformation δ -»γ, le transfert de rugosité de la surface des cylindres sur les peaux solidifiées et la régularité d'accrochage des peaux solidifiées, afin d'éviter la formation de criques sur la bande en cours de solidification et de refroidissement. A cet effet, il est également recommandé (comme il est connu) d'effectuer la coulée en utilisant des surfaces de coulée rugueuses et un gaz d'inertage contenant de l'azote, qui est soluble dans l'acier liquide, de manière à se donner la possibilité d'ajuster favorablement les transferts thermiques entre l'acier et les surfaces de coulée. La teneur maximale en Si de 5% est imposée par la facilité de réalisation et de coulée de la nuance à l'aciérie. Typiquement, on recommande une teneur de l'ordre de 0,05%.
Le niobium et le titane peuvent, de préférence mais pas obligatoirement, être présents à des teneurs allant jusqu'à 0,5% chacun. Ils produisent des carbures favorables au contrôle de la texture, et lorsqu'ils sont en sur-stoechiométrie par rapport au carbone, ils augmentent la température Aci de l'acier, donc la solubilité du cuivre dans la ferrite. Typiquement, chacun de ces éléments peut être présent à une teneur de 0,05% environ. La teneur en nickel peut aller jusqu'à 5%, cet élément n'étant qu'optionnel. Le nickel est souvent ajouté dans les aciers au cuivre pour lutter contre la fissuration à chaud. Son action est double. D'une part, en augmentant la solubilité du cuivre dans l'austénite, le nickel retarde la ségrégation du cuivre à l'interface métal-oxyde. D'autre part, comme il est miscible au cuivre en toute proportion, le nickel augmente le point de fusion de la phase qui ségrège. On considère habituellement qu'une addition de nickel de l'ordre celle du cuivre suffit à empêcher la fissuration à chaud. Le refroidissement rapide et/ou l'inertage après coulée du procédé selon l'invention empêchent la fissuration à chaud, ce qui diminue l'intérêt d'une addition de nickel avec cet objectif en vue. On peut néanmoins prévoir l'ajout de nickel pour faciliter le laminage à chaud. La teneur en aluminium peut aller jusqu'à 2% sans détériorer les propriétés de l'acier, mais cet élément n'est pas obligatoirement présent. Il est cependant avantageux pour son rôle alphagène comparable à celui du silicium. Typiquement, l'aluminium est présent à une teneur de 0,05% environ. Les autres éléments chimiques sont présents à titre d'éléments résiduels, à des teneurs résultant de l'élaboration de l'acier selon les procédés classiques. En particulier, la teneur en étain est inférieure à 0,03%, la teneur en azote est inférieure à 0,02%, la teneur en soufre inférieure à 0,05%, la teneur en phosphore inférieure à 0,05%. L'acier liquide dont la composition vient d'être exposée est ensuite coulé en continu directement sous forme de bande mince d'épaisseur inférieure ou égale à 10mm. A cet effet, l'acier est typiquement coulé dans une lingotière sans fond, dont l'espace de coulée est limité par les parois latérales refroidies intérieurement de deux cylindres en rotation en sens contraires, et par deux parois latérales en refractaire plaquées contre les extrémités planes des cylindres. Ce procédé est aujourd'hui bien connu dans la littérature (il est décrit dans EP-A-0 641 867 notamment), et on n'en parlera pas davantage. Il serait aussi envisageable d'utiliser un procédé de coulée par solidification de l'acier sur un cylindre unique, qui donnerait accès à des bandes plus fines que la coulée entre deux cylindres.
Afin d'éviter les problèmes de faïençage de la surface de la bande liés à l'infiltration intergranulaire de cuivre liquide dans l'acier sous la calamine lorsque la température de la bande dépasse la température de fusion de la phase riche en cuivre, soit 1000°C environ, il faut ensuite : - soit refroidir rapidement la bande venant d'être coulée, par exemple par aspersion d'eau ou d'un mélange eau/air, de manière à la porter en dessous de 1000°C avant qu'un enrichissement en cuivre ne se produise à l'interface métal-calamine ; on considère que cet objectif est atteint pour une vitesse de refroidissement de 25°C/s lorsque la bande a une teneur de 3% en cuivre ;
- soit empêcher l'oxydation du fer en maintenant la bande dans une atmosphère non oxydante, au moins jusqu'à ce qu'elle atteigne une température inférieure à 1000°C ; cela peut être réalisé classiquement en faisant passer la bande dans une enceinte dont l'atmosphère est pauvre en oxygène (moins de 5%) et est constituée essentiellement par un gaz neutre, argon ou azote ; la présence d'un gaz réducteur tel que l'hydrogène est également envisageable.
Ces deux solutions peuvent être combinées, en étant utilisées simultanément ou en succession.
La bande subit ensuite un laminage à chaud. Celui-ci peut être réalisé sur une installation séparée de l'installation de coulée, après un réchauffage de la bande à une température ne dépassant pas 1000°C pour éviter le faïençage (à moins que l'on ne réalise ce réchauffage en atmosphère non oxydante). Mais il est préférable, pour des raisons économiques, de réaliser ce laminage à chaud en ligne, c'est-à-dire sur la même installation que la coulée de la bande, en plaçant une ou plusieurs cages de laminage sur le trajet de la bande. Un laminage en ligne permet également de se passer d'une séquence d'opérations de bobinage/débobinage/réchauffage entre la coulée et le laminage à chaud, qui peut présenter des risques métallurgiques : fissuration superficielle, et incrustation de calamine au bobinage notamment.
Ce laminage à chaud est réalisé, avec un taux de réduction d'au moins 10%, en une passe ou davantage. Il a essentiellement trois fonctions.
En premier lieu, la recristallisation qu'il provoque supprime la structure de solidification, qui est défavorable à la mise en forme de la tôle. Par ailleurs, cette recristallisation conduit à un affinement du grain qui est nécessaire à l'amélioration simultanée des propriétés de résistance et de ténacité de la bande, si celle-ci est destinée à être utilisée à l'état de tôle laminée à chaud.
En second lieu, il referme les porosités qui ont pu être formées au cœur de la bande lors de la solidification, et qui seraient également néfastes lors de la mise en forme. De plus, il garantit le respect des spécifications dimensionnelles de la bande concernant sa planéité, son bombé, sa symétrie.
Enfin, il améliore l'aspect de surface de la bande. La température de fin de laminage doit être telle que le cuivre soit encore à ce stade en solution solide dans la ferrite et/ou l'austénite. En effet, la précipitation du cuivre avant la fin du laminage ne permettrait pas d'en tirer le maximum de durcissement. Ce maximum est de l'ordre de 300 MPa par 1% de cuivre, lorsque les conditions de précipitation sont bien maîtrisées. Cette température de fin de laminage à respecter dépend donc de la composition de l'acier, notamment de ses teneurs en cuivre et en carbone.
On considère ainsi que pour les hautes teneurs en cuivre d'environ 7% et davantage, la température de fin de laminage doit être supérieure à 1094°C, cette température étant approximativement la température du palier péritectique que présente le diagramme de phases Fe-Cu représenté sur la figure 1a, pour les teneurs en carbone très faibles. Cela implique également que le laminage à chaud soit effectué dans une atmosphère non oxydante, et que si on procède à un refroidissement de la bande immédiatement après sa solidification, ce refroidissement soit interrompu à une température suffisamment élevée pour permettre ensuite un laminage à chaud de la bande dans des conditions entraînant une température de fin de laminage supérieure à 1094°C.
Entre 2,9 et 7% de cuivre, la température de fin de laminage doit être supérieure à la limite de solubilité du cuivre dans l'austénite, telle que donnée par le diagramme de phases Fe-Cu, pour la teneur en carbone considérée. A titre indicatif, pour une teneur en carbone très faible, cette température T serait donnée par
T(K) = ^Q93
3,186-logιo Cu(%) Entre 2,9 et 1 ,8% de cuivre, la température de fin de laminage doit être supérieure à 840°C pour les teneurs en carbone très faibles, cette température correspondant au palier eutectoïde (voir fig. 1 b).
En dessous de 1 ,8% de cuivre, la température de fin de laminage doit être supérieure à la limite de solubilité du cuivre dans la ferrite, telle que donnée par le diagramme de phases Fe-Cu pour la teneur en carbone considérée. A titre indicatif, pour une teneur en carbone très faible, cette température T serait donnée par T(K) = 3351
3,279 -logto Cu(%)
pour le fer α paramagnétique (entre 840°C et la température de Curie de 759°C, pour une teneur en cuivre de 1 ,08 à 1 ,8%), et par
T(K) = 4627
4,495-logιoCu(%)
pour le fer α ferromagnétique (entre 690°C et 759°C, pour une teneur en cuivre de 0,5 à 1 ,08%).
Il faut cependant faire remarquer que les valeurs numériques ci- dessus ne sont données qu'à titre indicatif, car elles varient légèrement selon les auteurs.
Lorsque la teneur en carbone de l'acier augmente, les chiffre ci- dessus sont également modifiés, car le carbone a un effet gammagene, comme on le voit sur l'extrait de diagramme de phase Fe-Cu de la figure 2, établi pour une teneur en carbone de 0,2 %. La température du palier eutectoïde s'en trouve abaissée par rapport au cas des teneurs en carbone très faibles, et se situe souvent en-dessous de 800°C. On peut alors se permettre d'abaisser la température de fin de laminage par rapport aux cas précédemment décrits. Pour ces aciers relativement riches en carbone, on obtient, de plus, un durcissement structurel par l'action des constituants de trempe qui précipitent, tels que la bainite ou la martensite, qui vient s'ajouter au durcissement lié à la précipitation du cuivre. Compte tenu de ce que l'on vient de dire, il ressort qu'il n'est pas possible de définir quantitativement de façon simple et très précise la valeur de la température de fin de laminage minimale du procédé selon l'invention. Ce qui est certain, c'est que cette température de fin de laminage ne doit pas être inférieure à la température pour laquelle, compte tenu de la composition de l'acier, on observerait une précipitation du cuivre. La détermination de cette température pour une composition d'acier donnée peut être effectuée au moyen d'expériences courantes par des métallurgistes, au cas où une mesure de cette température ne serait pas disponible dans la littérature.
Si le laminage à chaud n'a pas lieu en ligne, il n'est pas nécessaire de maintenir le cuivre en solution solide jusqu'au bobinage suivant la coulée, par un refroidissement rapide tel qu'indiqué précédemment, puisque le réchauffage précédant le laminage à chaud induira une remise en solution du cuivre.
Après le laminage à chaud, la bande subit un nouveau refroidissement forcé. Ce refroidissement a plusieurs fonctions : - si la température de fin de laminage est supérieure à 1000°C (ce qui, on l'a vu, est souhaitable principalement pour les aciers à teneur en cuivre très élevée), ce refroidissement garantit qu'entre la température de fin de laminage et 1000°C il n'y aura pas d'oxydation significative du fer, et qu'on ne constatera pas de faïençage sur la bande ; - et surtout, il permet de maintenir le cuivre en solution solide sursaturée dans l'austénite et ou la ferrite ; cette condition est importante pour profiter au maximum de l'effet de durcissement par précipitation du cuivre.
Pour des teneurs en cuivre de 3% et moins, on admet que le maintien du cuivre en solution solide est généralement réalisé si, pendant tout le temps que la bande passe en défilement, sans être bobinée, la vitesse de refroidissement V de la bande est telle que
γ ≥ Θ 1,98 (%Cu) - 0,08 ^
avec V en °C/s et %Cu en % pondéraux.
Pour une teneur en cuivre de 1 %, V doit donc être supérieure ou égale à 7°C/s, ce qui est aisément accessible. Pour une teneur en cuivre de 3%, V doit être supérieure ou égale à 350°C/s. Cette vitesse élevée est cependant accessible sur une installation de coulée de bandes minces. Pour les teneurs en cuivre supérieures à 3%, la formule ci-dessus n'est plus valable, et un contrôle expérimental des résultats du refroidissement doit être effectué pour vérifier que celui-ci a bien été suffisant pour obtenir le maintien du cuivre en solution solide sursaturée.
Le bobinage de la bande a ensuite lieu. On peut profiter de la période où la bande séjourne à l'état de bobine pour procéder à un revenu de précipitation du cuivre qui provoque le durcissement de l'acier. La dureté de l'acier HV obtenue dépend de la composition de l'acier, mais aussi de la durée du séjour de la bande sous forme de bobine et de la température de bobinage, sachant que, dans la pratique, une bobine reste environ 1 h à sa température de bobinage avant de refroidir à une vitesse d'environ 10 à 20°C/h. On constate que la courbe HV = f(t) présente un maximum HVmax pour une durée donnée max, au-delà de laquelle la dureté diminue. On peut donc conseiller de refroidir la bande bobinée (ou de la débobiner) dès que tHvmax a été atteinte.
L'expérience montre que tHvmax est donnée par l'équation :
_ 8.10-8 -14343 tHVmax = (%Cu)3 e τ (2)
avec max en h, %Cu en % pondéraux et T en K.
On peut ainsi choisir, pour une teneur en cuivre donnée, les combinaisons (tπv, T) préférentielles compatibles avec l'outil industriel utilisé. Dans le cas où on choisit d'effectuer un revenu pendant le bobinage, est imposé (supérieur à 1 h) ; on ne peut alors jouer que sur la température de bobinage.
D'autre part, la valeur de la dureté maximale que l'on peut obtenir augmente lorsque la température du revenu de précipitation diminue, à condition que l'on laisse à la bande assez de temps pour parvenir à cette dureté maximale.
Par ailleurs, le choix de la température de bobinage de la bande et le choix des opérations ultérieures dépendent du type de produit que l'on désire fabriquer. Comme on l'a dit, il est possible de fabriquer des tôles laminées à chaud selon le procédé de l'invention. Deux modes opératoires sont envisageables.
Selon un premier mode opératoire, on effectue le bobinage de la bande après laminage à chaud à une température élevée, par exemple celle (calculée en fonction de la teneur en cuivre selon la formule (2) précédente) qui permet d'atteindre la dureté maximale en 1h (durée à partir de laquelle, comme on l'a dit, la température de la bobine commence habituellement à décroître). La période pendant laquelle la bande subit un séjour à haute température est donc la phase initiale de son séjour sous forme de bobine suivant le refroidissement rapide.
Dans le cas des aciers dont la teneur en carbone est comprise entre 0,1 et 1 %, une condition supplémentaire sur la température de bobinage est qu'elle se situe au dessus de la température Ms de début de transformation martensitique. En effet, la formation de martensite pourrait provoquer l'apparition de criques lors du débobinage. Ms est donnée par la formule classique dite « formule d'Andrews » :
Ms (°C) = 539 - 423 C% - 30,4 Mn% - 17,7 Ni% - 12,1 Cr% -11 Si% - 7 Mo%
où les teneurs en les divers éléments sont exprimées en % pondéraux.
Pour les aciers dont la teneur en carbone est comprise entre
0,0005 et 0,1 %, il n'est pas nécessaire de prendre Ms en compte. Dans leur cas Ms est de l'ordre de 400 à 500°C, ce qui est élevé et, le plus souvent, au dessus de la température de bobinage qui serait aisément accessible sur l'installation. Mais il n'y a ici pas d'inconvénient à bobiner en dessous de Ms, car :
- soit, au cours du refroidissement, on aura formé de la bainite (les aciers à faible teneur en carbone ne sont pas « trempants »), ce qui empêche la formation de martensite ; - soit on forme effectivement de la martensite ; mais comme la teneur en carbone est faible, la quantité de martensite formée est réduite et ne provoque pas d'incidents au débobinage.
Après refroidissement complet de la bobine (qui, selon les besoins, peut s'effectuer de façon entièrement naturelle ou être exécuté de manière forcée après l'écoulement du temps nécessaire à l'obtention de la dureté désirée), la tôle laminée à chaud est prête à l'emploi.
Cependant, il faut savoir que le taux de germination des précipités de cuivre est une fonction exponentielle croissante du degré de refroidissement de la bande. Dans ces conditions, il est conseillé, pour obtenir un effet de durcissement par précipitation maximal, d'achever la phase de germination à une température inférieure à celle à laquelle s'effectuera la croissance des grains. On peut donc proposer un second mode opératoire pour la fabrication de bandes laminées à chaud. Selon ce second mode opératoire, on procède au bobinage de la bande à une température suffisamment basse pour que, lors du refroidissement naturel de la bobine, il ne se produise pas de précipitation du cuivre, celui-ci restant en solution solide sursaturée. On estime qu'une température de bobinage inférieure à 300°C est suffisante à cet effet. Il n'y a, ici, pas d'inconvénient à bobiner la bande dans le domaine de transformation martensitique. En effet, la bande (toujours bobinée, au moins dans le cas où le bobinage a eu lieu en dessous de Ms) subit ensuite un traitement thermique de revenu entre 400 et 700°C qui permet de faire disparaître la martensite. Mais le rôle principal de ce revenu est de faire précipiter le cuivre, de manière à obtenir les propriétés désirées pour la tôle à chaud. Les paramètres de ce traitement (température et durée) peuvent être déterminés au moyen de l'équation (2) précédemment donnée.
Dans le cas où on désire produire des tôles laminées à froid selon le procédé de l'invention, la température de bobinage doit être supérieure à Ms pour les aciers dont la teneur en carbone est comprise entre 0,1 et 1%, car il n'y a pas de traitement thermique qui permettrait d'éliminer la martensite entre le bobinage et le débobinage précédant le laminage à froid. Mais la température de bobinage doit également dans tous les cas être inférieure à 300°C pour que le laminage à froid et le recuit de recristallisation qui suit aient lieu sur un acier où le cuivre se trouve en solution solide sursaturée.
Dans le cas où on désire fabriquer des tôles laminées à froid à très haute résistance pouvant contenir des teneurs en cuivre et en carbone élevées (0,1 à 1% de C), ou des tôles laminées à froid à haute résistance et aisément soudables, pour lesquelles une teneur en carbone relativement basse est exigée (0,01 à 0,2%), on peut proposer différentes variantes de mode opératoire, selon que l'on désire utiliser une installation de recuit continu ou une installation de recuit base pour réaliser le traitement thermique de revenu de précipitation.
Dans tous les cas, on procède d'abord au laminage à froid (typiquement à un taux de réduction de 40 à 80% et à température ambiante) de la bande dont le cuivre est en solution solide sursaturée puis à un recuit de recristallisation effectué dans le domaine des températures élevées où le cuivre est également en solution solide dans la ferrite et ou l'austénite. On a déjà vu à propos du choix de la température de fin du laminage à chaud quelles pouvaient être les conditions adaptées à cet effet, en fonction de la teneur en cuivre de la bande. La durée de ce recuit de recristallisation dépend de la capacité à avoir préalablement conservé le cuivre en solution solide. En effet, à la température de recristallisation de 840°C où l'on peut remettre jusqu'à 1 ,8% de cuivre en solution solide, la croissance des grains peut être excessive. Si le cuivre est déjà en solution solide avant la recristallisation, le temps de recuit est fixé non plus par la cinétique de dissolution des précipités de cuivre, mais par la cinétique de croissance des grains. La dissolution du cuivre avant recristallisation facilite donc l'optimisation de la texture, et cette situation est la plus avantageuse pour le métallurgiste. En fonction de l'état dans lequel se trouve le cuivre (intégralement en solution ou partiellement précipité), le recuit de recristallisation, s'il est effectué à 840°C, a une durée pouvant varier de 20s à 5mn. Il peut avantageusement être exécuté dans une installation de « recuit compact » donnant accès en peu de temps à des températures élevées qui permettent de remettre en solution de fortes quantité de cuivre.
Après le recuit de recristallisation, on effectue le revenu de précipitation. Ces deux opérations sont séparées par une étape de refroidissement rapide, destinée à conserver le cuivre en solution solide. Ce refroidissement doit donc obéir à l'équation (1) précédemment citée.
Si pour le revenu de précipitation on utilise une installation de recuit continu (de préférence enchaînée directement avec l'installation de recuit compact qui a servi à réaliser le recuit de recristallisation), pour laquelle on ne dispose que de peu de temps pour atteindre la dureté maximale HVmax de la bande (voir l'équation (2) pour son calcul), il faut exécuter ce revenu à une température relativement élevée (600-700°C). Cela limite l'ampleur du durcissement par précipitation obtenu, puisque ce durcissement, comme on l'a dit, est d'autant plus important que le revenu est effectué à plus basse température.
C'est pourquoi, lorsque de très hauts niveaux de résistance sont recherchés, il est préférable de réaliser le revenu de précipitation à relativement basse température (400 à 700°C), mais pendant une durée prolongée déterminée, de préférence, par l'équation (2) précédente, dans une installation de recuit base où la bande séjourne à l'état de bobine. Dans ce cas, le refroidissement rapide suivant le traitement doit porter la bande à moins de 300°C pour conserver le cuivre en solution solide sursaturée.
L'utilisation d'une filière « recuit compact suivi d'un refroidissement très rapide (facilement accessible sur ce type d'installation) - recuit base » s'avère donc particulièrement avantageuse pour obtenir des aciers à forte teneur en cuivre, ayant donc une grande capacité à être durcis par précipitation et, par suite, une résistance finale très élevée. Cette filière est cependant relativement longue du fait de la présence du recuit base.
En variante, comme on l'a dit, il est possible de coupler les deux opérations de recristallisation et de précipitation au cours d'un recuit base effectué à 400-700°C pendant une durée pouvant être déterminée par l'équation (2) précédente, sans recuit de recristallisation préalable, donc directement après le laminage à froid. Cette façon de procéder s'adresse plus particulièrement aux aciers les plus chargés en cuivre (jusqu'à 10%). Dans certains cas, les paramètres du traitement devront être choisis afin d'obtenir le meilleur compromis possible entre les exigences concernant la recristallisation et les exigences concernant la précipitation du cuivre.
Dans le cas où on désire fabriquer une tôle laminée à froid en acier à bas carbone (moins de 0,05%) et à bonne emboutissabilité, on propose un mode opératoire comportant, comme précédemment, un laminage à froid (typiquement à un taux de réduction de 40 à 80% et à température ambiante) effectué sur la bande où le cuivre est en solution solide sursaturée, un recuit de recristallisation et un revenu de précipitation.
Pour que la tôle conserve de bonnes propriétés d'emboutissage, la recristallisation doit s'effectuer dans le domaine ferritique et ne doit pas permettre au cuivre de précipiter. La température de recristallisation est donc déterminée par la limite de solubilité du cuivre dans la ferrite telle qu'on l'a vue plus haut. Pratiquement, on peut recommander de réaliser le recuit de recristallisation à la température eutectoïde (de l'ordre de 840°C pour les aciers au cuivre à bas carbone), là où la solubilité du cuivre dans la ferrite est maximale (1 ,8%). 11 est nécessaire d'éviter une croissance exagérée du grain ferritique pendant le recuit de recristallisation. Il peut également être nécessaire d'élever la température Aci de l'acier pour que la mise en solution complète du cuivre puisse être effectuée en phase ferritique au cas où le refroidissement après laminage à chaud n'ait pas permis de le conserver intégralement en sursaturation. L'addition de titane ou de niobium permet de satisfaire ces deux exigences. Ces éléments ont aussi un effet favorable sur la texture de recristallisation par piégeage du carbone et de l'azote notamment.
Comme il est classique, la bande laminée à chaud ou à froid peut subir un traitement final dans un laminoir écrouisseur (skin-pass) pour lui conférer son état de surface et sa planéité définitifs et ajuster ses propriétés mécaniques. Enfin, si la mise en oeuvre de la tôle obtenue à partir des bandes selon l'invention demande une emboutissabilité très élevée, il est possible de la réaliser avant le revenu de précipitation, qui est donc effectué non plus sur la bande brute mais sur le produit embouti. Grâce au procédé selon l'invention, il est possible de fabriquer des tôles à très haute résistance non nécessairement produites à partir de fonte liquide, ce qui les rend économiques.
Un autre avantage de ces tôles est que la présence de cuivre en proportion importante les rend moins sensibles à la corrosion atmosphérique, et peut donc permettre de se passer de revêtement anticorrosion.
Concernant les propriétés mécaniques accessibles par le procédé selon l'invention :
- les tôles laminées à chaud ou à froid contenant jusqu'à 10% de cuivre et de 0,1 à 1% de carbone peuvent avoir des résistances très supérieures à 1000 MPa ; les tôles laminées à chaud ou à froid ayant des teneurs en carbone moindres ont des résistances moins élevées, mais qui sont toujours supérieures à 1000 MPa, et elles présentent une bonne soudabilité qui rend leur emploi possible notamment dans l'industrie automobile ; - les tôles laminées à froid contenant jusqu'à 1 ,8% de cuivre et
0,05% de carbone présentent une résistance de l'ordre de 700 à 900 MPa et un allongement à la rupture de 15 à 30%, donc une très bonne emboutissabilité.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication d'un produit sidérurgique en acier au carbone riche en cuivre, selon lequel :
- on élabore un acier liquide ayant la composition, exprimée en pourcentages pondéraux :
* 0,0005% < C < 1% * 0,5 < Cu < 10%
* 0 < Mn < 2%
* 0 < Si < 5% * 0 < Ti < 0,5%
* 0 < Nb < 0,5%
* 0 < Ni < 5%
* 0 < Al < 2% le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ; - on coule cet acier liquide directement sous forme d'une bande mince d'épaisseur inférieure ou égale à 10 mm
- on refroidit rapidement la bande jusqu'à une température inférieure ou égale à 1000°C ;
- on fait subir à la bande mince un laminage à chaud à un taux de réduction d'au moins 10%, la température de fin de laminage étant telle qu'à cette température, tout le cuivre se trouve encore en solution solide dans la matrice de ferrite et/ou d'austénite ;
- on fait ensuite subir à la bande un refroidissement forcé de manière à maintenir le cuivre en solution solide sursaturée dans la matrice de ferrite et/ou d'austénite ;
- et on bobine la bande.
2. Procédé selon la revendication 1 , caractérisé en ce que le rapport Mn/Si est supérieur ou égal à 3.
3. Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu'on réalise la coulée de la bande mince sur une installation de coulée entre deux cylindres refroidis intérieurement tournant en sens contraires.
4. Procédé selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que le laminage à chaud de la bande est réalisé en ligne avec la coulée de la bande.
5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la vitesse V du refroidissement forcé suivant le laminage à chaud est telle que > 1 ,98 (%Cu) - 0,08 avec V exprimée en °C/s et %Cu en % pondéraux.
6. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la teneur en carbone de l'acier est comprise entre 0,1 et 1% et en ce que le bobinage de la bande est effectué à une température supérieure à la température Ms de début de transformation martensitique.
7. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que le bobinage de la bande est effectué à moins de 300°C, et en ce que la bande subit ensuite un traitement thermique de précipitation du cuivre entre 400 et 700°C.
8. Procédé selon la revendication 7, caractérisé en ce que la teneur en carbone de l'acier est comprise entre 0,1 et 1 % et en ce que la bande subit le traitement thermique de précipitation sans débobinage préalable.
9. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que le bobinage de la bande est effectué à une température à la fois supérieure à la température Ms de début de transformation martensitique et inférieure à 300°C, et en ce qu'on effectue ensuite un laminage à froid, un recuit de recristallisation dans un domaine de température où le cuivre est en solution solide sursaturée, un refroidissement forcé maintenant le cuivre en solution solide, et un revenu de précipitation.
10. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que ledit revenu de précipitation est effectué entre 600 et 700°C dans une installation de recuit continu.
11. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que ledit revenu de précipitation est effectué entre 400 et 700°C dans une installation de recuit base.
12. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que le bobinage de la bande est effectué à une température à la fois supérieure à la température Ms de début de transformation martensitique et inférieure à 300°C, et en ce qu'on effectue ensuite un laminage à froid et un recuit base entre 400 et 700°C servant à la fois de recuit de recristallisation et de revenu de précipitation.
13. Procédé selon l'une des revendications 9 à 12, caractérisé en ce que la teneur en carbone de l'acier est comprise entre 0,1 et 1 %.
14. Procédé selon l'une des revendications 9 à 12, caractérisé en ce que la teneur en carbone de l'acier est comprise entre 0,01 et 0,2%.
15. Procédé selon l'une des revendications 9 à 12, caractérisé en ce que la teneur en carbone de l'acier est comprise entre 0,0005% et 0,05% et en ce que sa teneur en cuivre est comprise entre 0,5 et 1 ,8%.
16. Procédé selon la revendication 15, caractérisé en ce que préalablement au revenu de précipitation, on découpe la bande pour former une tôle que l'on met en forme par emboutissage, et en ce que le revenu de précipitation est effectué sur la tôle emboutie.
17. Procédé selon l'une des revendications 1 à 15, caractérisé en ce que l'on procède à un traitement final de la bande dans un laminoir écrouisseur.
18. Produit sidérurgique, caractérisé en ce qu'il a été obtenu par un procédé selon l'une des revendications 1 à 17.
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