WO2007101921A1 - Procede de fabrication de tôles d1acier a tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites - Google Patents

Procede de fabrication de tôles d1acier a tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites Download PDF

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steel
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Audrey Couturier
Thierry Iung
Christine Colin
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the residual austenite is stabilized by the addition of silicon or aluminum, these elements delaying the precipitation of carbides in the austenite and in the bainite.
  • the presence of residual austenite gives high ductility to an undeformed sheet. Under the effect of a subsequent deformation, for example during uniaxial loading, the residual austenite of a TRIP steel part is transformed progressively in martensite, which results in a significant consolidation and delays the appearance of a necking.
  • the invention further aims to provide a manufacturing method in which small variations in the parameters do not lead to significant changes in the microstructure or mechanical properties.
  • the subject of the invention is a hot-rolled steel sheet with a resistance greater than 1200 MPa 1 with a Re / R m ratio of less than 0.75 and an elongation at break greater than 10%, the composition of which contains, the contents being expressed by weight: 0.10% ⁇ C ⁇ 0.25%, 1% ⁇ Mn ⁇ 3%, Al ⁇ 0.015%, Si ⁇ 1.985%, Mo ⁇ 0.30%, Cr ⁇ 1.5%, S ⁇ 0.015%, P ⁇ 0.1%,
  • the sheet thus obtained is cooled from a temperature T D R located above Ar3 to an intermediate temperature Ti with a cooling rate Vm greater than or equal to 7 (TC / s, the temperature T 1 being lower or equal to 650 p C, then
  • the plate is cooled from the temperature T to a temperature TFR, the temperature T FR being between B's and M s + 50 ° C, B's denoting a temperature defined relative to the start temperature Bs bainitic transformation, and M 5 denoting the martensitic transformation start temperature, such that the cooling rate between the temperature TDR and the temperature T FR Is between 20 and 90 ⁇ C / s, then
  • the semi-finished product is hot-rolled in a temperature range where the structure of the steel is entirely austenitic
  • FIG. 2 shows an exemplary microstructure of a steel sheet according to the invention.
  • coefficients of chromium and molybdenum in this relationship reflect the greater or lesser ability of these two elements to retard ferritic transformation: when the above inequality is satisfied, the formation of pro-eutectoid ferrite is avoided in the specific cooling conditions according to the invention.
  • molybdenum is an expensive element: the inventors have demonstrated that it is possible to manufacture a steel particularly economically by limiting the molybdenum content to 0.010% and compensating for this reduction by adding chromium to respect the relationship: Cr + (3 x MB) ⁇ 0.3%.
  • the carbon content of the residual austenite is greater than 1% in order to reduce the formation of carbides and to obtain residual austenite sufficiently stable at ambient temperature.
  • FIG. 2 shows an example of a microstructure of a steel sheet according to the invention:
  • the residual austenite A in surface content here equal to 7%, appears in white, in the form of islands or films.
  • Martensite M in area content here equal to 15%, is here in the form of very dark constituent on a bainitic matrix B appearing in gray.
  • the local carbon content and thus the local hardenability may vary.
  • Residual austenite is then locally associated with martensite within these islets, which are referred to as "MA" islands, associating Martensite and residual Austenite.
  • Cooling is then carried out to a TFR temperature so that the average cooling rate between T D R and TF R is between 20 and 90 ° C / s.
  • This variant has the advantage of requiring slower cooling. on average between TDR and T FR than in the previous variant, subject to performing faster cooling at the speed V R- 1 from T D R to ensure the absence of proeutectoid ferrite.
  • a slower, so-called secondary, cooling phase is started, which starts at a temperature T FR of between B ' s and M s + 50 ° C and which ends at room temperature.
  • the secondary cooling rate is designated V ' R.
  • Ms denotes the martensitic transformation start temperature.

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Abstract

L'invention concerne une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,10% ≤ C ≤ 0,25%, 1 %≤ Mn < 3%, Al ≥ 0,015 %, Si≤1,985%, Mo < 0,30%, Cr ≤ 1,5%, S < 0,015%, P≤ 0,1 %, Co<1 ,5%, B ≤ 0,005%, étant entendu que 1% ≤Si+Al ≤2%, Cr+(3 x Mo) ≥0,3%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure de l'acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.

Description

PROCEDE DE FABRICATION DE TÔLES D1ACIER A TRES HAUTES
CARACTERISTIQUES DE RESISTANCE, DE DUCTILITE
ET DE TENACITE, ET TÔLES AINSI PRODUITES
L'invention concerne la fabrication de tôles laminées à chaud d'aciers dits « multiphasés », présentant simultanément une très haute résistance et une capacité de déformation permettant de réaliser des opérations de mise en forme à froid. L'invention concerne plus précisément des aciers à microstructure majoritairement bainitique présentant une résistance supérieure à 1200 MPa et un rapport limite d'élasticité/résistance inférieur à 0,75- Le secteur automobile et l'industrie générale constituent notamment des domaines d'application de ces tôles d'aciers laminées à chaud. Il existe en particulier dans l'industrie automobile un besoin continu d'allégement des véhicules et d'accroissement de la sécurité. C'est ainsi que l'on a proposé plusieurs familles d'aciers offrant différents niveaux de résistance :
On a tout d'abord proposé des aciers comportant des éléments de micro- alliage dont le durcissement est obtenu simultanément par précipitation et par affinement de la taille de grains. Le développement de ces aciers a été suivi par celui d'aciers « Dual-Phase » où la présence de martensite au sein d'une matrice ferritique permet d'obtenir une résistance supérieure à 450MPa associée à une bonne aptitude au formage à froid. Dans le but d'obtenir des niveaux de résistance encore supérieurs, on a développé des aciers présentant un comportement « TRIP » (Transformation Induced Plasticity ») avec des combinaisons de propriétés (résistance- aptitude à la déformation) très avantageuses : ces propriétés sont liées à la structure de ces aciers constituée d'une matrice ferritique comportant de la bainite et de l'austénite résiduelle. L'austénite résiduelle est stabilisée grâce à une addition de silicium ou d'aluminium, ces éléments retardant la précipitation des carbures dans l'austénite et dans la bainite. La présence d'austénite résiduelle confère une ductilité élevée a une tôle non déformée. Sous l'effet d'une déformation ultérieure, par exemple lors d'une sollicitation uniaxiale, l'austénite résiduelle d'une pièce en acier TRIP se transforme progressivement en martensite, ce qui se traduit par une consolidation importante et retarde l'apparition d'une striction.
Pour atteindre une résistance encore plus élevée, c'est à dire un niveau supérieur à 800-1000 MPa, on a développé des aciers multiphasés à structure majoritairement bainitiques : dans l'industrie automobile ou dans l'industrie générale, ces aciers sont utilisés avec profit pour des pièces structurales telles que traverses de pare-chocs, montants, renforts divers, pièces d'usures résistantes à l'abrasion. L'aptitude à la mise en forme de ces pièces requiert cependant simultanément un allongement suffisant, supérieur à 10% ainsi qu'un rapport (limite d'élasticité/résistance) pas trop élevé de façon à disposer d'une réserve de plasticité suffisante. Le brevet US 6,364,968 décrit la fabrication de tôles laminées à chaud micro- alliées au niobium ou au titane, d'une résistance supérieure à 780MPa de structure bainitique ou bainito-martensitique comportant au moins 90% de bainite avec une taille de grain inférieure à 3 micromètres : les exemples de réalisation dans le brevet montrent que la résistance obtenue dépasse à peine 1200MPa, conjointement à un rapport Re/Rm supérieur à 0,75. On note également que les carbures présents dans ce type de structure très majoritairement bainitique conduisent à un endommagement mécanique en cas de sollicitation, par exemple dans des essais d'expansion de trous.
Le brevet US 4,472,208 décrit également la fabrication de tôles d'acier laminées à chaud micro-alliées au titane à structure majoritairement bainitique, comprenant au moins 10% de ferrite, et préférentiellement 20 à 50% de ferrite, ainsi qu'une précipitation de carbures de titane TiC. En raison de l'importante quantité de ferrite, la résistance des nuances fabriquées selon cette invention est cependant inférieure à 1000MPa, valeur qui peut être insuffisante pour certaines applications.
Le brevet JP2004332100 décrit la fabrication de tôles laminées à chaud à résistance supérieure à 800 MPa1 à structure majoritairement bainitique, contenant moins de 3% d'austénite résiduelle. Afin d'obtenir des valeurs élevées de résistance, des additions coûteuses de niobium doivent cependant être effectuées. Le brevet JP2004190063 décrit Ia fabrication de tôles d'acier laminées à chaud à haute résistance dont le produit résistance-allongement est supérieur à 20000 MPa. %, et contenant de l'austénite. Ces aciers contiennent cependant des additions coûteuses de cuivre, en relation avec la teneur en soufre .
La présente invention a pour but de résoudre les problèmes évoqués ci- dessus. Elle vise à mettre à disposition un acier laminé à chaud présentant une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa conjointement avec une bonne formabilité à froid, un rapport Re/Rm inférieur à 0,75, un allongement à rupture supérieur à 10%. L'invention vise également à mettre à disposition un acier peu sensible à rendommagement lors de la découpe par un procédé mécanique.
Elle vise également à disposer d'un acier présentant une bonne ténacité de façon à résister à la propagation brutale d'un défaut, notamment en cas de sollicitation dynamique. On recherche une énergie de rupture Charpy V supérieure à 28 Joules à 200C. Elle vise également à disposer d'un acier présentant une bonne aptitude au soudage au moyen des procédés d'assemblage usuels dans une gamme d'épaisseur allant de 1 à plus de 30 millimètres, notamment lors du soudage par résistance par points ou à l'arc, en particulier en soudage MAG (« Métal Active Gas »). L'invention vise également à mettre à disposition un acier dont la composition ne comporte pas d'éléments de micro-alliage coûteux tels que le titane, le niobium ou le vanadium. De la sorte, le coût de fabrication est abaissé et les schémas de fabrication thermomécaniques sont simplifiés. Elle vise encore à mettre à disposition un acier présentant une limite d'endurance en fatigue très élevée. L'invention vise de plus à mettre à disposition un procédé de fabrication dont de faibles variations des paramètres n'entraînent pas de modifications importantes de la microstructure ou des propriétés mécaniques. Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa1 de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition contient, les teneurs étant exprimées en poids : 0,10% < C < 0,25%, 1%≤ Mn ≤ 3%, Al ≥ 0,015 %, Si≤1,985%, Mo ≤ 0,30%, Cr < 1,5%, S < 0,015%, P≤ 0,1%,
Co<1,5%, B < 0,005%, étant entendu que 1% <Si+AI ≤2%, Cr+(3 x Mo)
≥0,3%, !e reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant dé l'élaboration, la microstructure de l'acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de marten$ite en quantité supérieure ou égale â
2%.
Préférentiellement, la teneur en carbone de la tôle d'acier est telle que :
0,10% ≤ C ≤ 0,15%. Préférentiellement encore, la teneur en carbone est telle que : 0,15% < C <
0,17%.
Selon un mode préféré, la teneur en carbone est telle que : 0,17% < C ≤
0,22%.
Préférentiellement, la teneur en carbone est telle que : 0,22% < C < 0,25% Selon un mode de réalisation préféré, la composition de l'acier comprend :1%
≤Mn ≤ 1,5%.
Préférentiellement encore, la composition de l'acier est telle que : 1,5% <Mn
≤ 2,3%.
A titre préférentiel, la composition de l'acier comprend : 2,3% <Mn ≤ 3% Selon un mode préféré, la composition de l'acier comprend ; 1 ,2% <Si ≤
1 ,8%.
Préférentiellement, la composition de l'acier comprend : 1,2% ≤AI ≤ 1 ,8%.
Selon un mode préféré, la composition de l'acier est telle que : Mo ≤0,010%.
L'invention a également pour objet, une tôle d'acier dont la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1 % en poids.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier, comportant des carbures entre les lattes de bainite, dont le nombre N de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface est inférieur ou égal à
50000/mm2. L'invention a également pour objet une tôle d'acier comportant des îlots de martensite-austénite résiduelle, dont le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à
Figure imgf000006_0001
4, est inférieur à 14000/mm2.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%,selon lequel :
- on approvisionne un acier de composition ci-dessus
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
- on porte le demi-produit à une température supérieure à 115O0C - on lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
- puis on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température de transformation TFR de telle sorte que la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR soit comprise entre 50 et 90°C/s et que la température TFR soit comprise entre B's et Ms+5Û°C, B's désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et Ms désignant la température de début de transformation martensitique, puis
- on refroidit la tôle à partir de Ia température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08DC/min et 600δC/min jusqu'à la température ambiante,
- la température B's étant égale à Bs lorsque la vitesse VR est supérieure ou égale à 0,08ûC/min et inférieure ou égale à 2°C/miπ
- la température B's étant égale à Bs+60°C lorsque la vitesse VR est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 60Q°C/min
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel : - on approvisionne un acier de composition ci-dessus,
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
- on porte le demi-produit à une température supérieure à 11500C et on le lamine à chaud dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis
- on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température intermédiaire Ti avec une vitesse de refroidissement Vm supérieure ou égale à 7(TC/s, la température T| étant inférieure ou égale à 650pC, puis
- on refroidit la tôle à partir de la température Ti jusqu'à une température TFR, la température TFR étant comprise entre B's et Ms+50°C, B's désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et M5 désignant la température de début de transformation martensitique, de telle sorte que la vitesse de refroidissement entre la température TDR et la température TFRSθit comprise entre 20 et 90βC/s, puis
- on refroidit la tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire VR comprise entre 0,08"C/min et 60Q°C/min jusqu'à la température ambiante,
- la température B1S étant égale à Bs lorsque la vitesse V'R est comprise entre 0,Q8 et 2°C/min
« la température B1S étant égale à Bs+60°C lorsque la vitesse VR est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel
- on approvisionne un acier de composition ci-dessus
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier - on porte le demi-produit à une température supérieure à 11500C
- on lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
- on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire VR de telle sorte que la microstructure de l'acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire VR, de telle sorte que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids. L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire Vp entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R de telle sorte que le nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mrn2. L'invention a également pour objet un procédé selon lequel on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire VR, de telle sorte que le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation - est inférieur à 4, soit
Figure imgf000008_0001
inférieur à 14000/mrn2.
L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon les caractéristiques décrites ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans le domaine automobile. L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon les caractéristiques décrites ci-dessus, ou fabriquée par un procédé selon l'un des modes ci-dessus, pour la fabrication de renforts et pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à l'abrasion. D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront au cours de la description ci-dessous, donnée à titre d'exemple et faite en référence aux figures annexée ci-jointe selon lesquelles :
- La figure 1 présente une description schématique d'un mode de réalisation du procédé de fabrication selon l'invention, en relation avec un diagramme de transformation à partir de l'austénite.
- La figure 2 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention.
Dans des conditions de refroidissement usuelles après laminage à chaud, un acier contenant environ 0,2%C et 1,5%Mn se transforme, lors d'un refroidissement effectué à partir de l'austénite, en bainite composée de lattes de ferrite et de carbures. De plus, la microstructure peut contenir une quantité plus ou moins importante de ferrite pro-eutectoïde formée à température relativement élevée. Cependant, la limite d'écoulement de ce constituant est faible, si bien qu'il n'est pas possible d'obtenir un niveau de résistance très élevé lorsque ce constituant est présent. Les aciers selon l'invention ne comportent pas de ferrite pro-eutectoïde. De la sorte, la résistance mécanique est accrue de façon importante, au delà de 1200MPa. Grâce aux compositions selon l'invention, la précipitation de carbures interlattes est également retardée, la microstructure est alors constituée de bainite, d'austénite résiduelle, et de martensite résultant de la transformation de l'austénite. La structure présente de plus un aspect de fins paquets bainitiques (un paquet désignant un ensemble de lattes parallèles au sein d'un même ancien grain austénitique) dont la résistance et la ductilité sont supérieures à celles de la ferrite polygonale. La taille des lattes de bainite est de l'ordre de quelques centaines de nanomètres, la taille des paquets de lattes, de l'ordre de quelques micromètres,
En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle très important sur la formation de la microstructure et sur les propriétés mécaniques : A partir d'une structure austénitique formée à haute température après laminage d'une tôle à chaud, une transformation bainitique intervient, et des lattes de ferrite bainitique sont formées initialement au sein d'une matrice encore majoritairement austénitique. En raison de la solubilité très inférieure du carbone dans la ferrite par rapport à celle dans Tausténite, le carbone est rejeté entre les lattes. Grâce à certains éléments d'alliage présents dans les compositions selon l'invention, en particulier grâce aux additions combinées de silicium et d'aluminium, la précipitation de carbures, notamment de cémentite, intervient de façon très limitée. Ainsi, l'austénite interlattes, non encore transformée, s'enrichit progressivement en carbone pratiquement sans qu'une précipitation significative de carbures n'intervienne à l'interface austénite-bainite. Cet enrichissement est tel que l'austénite est stabilisée, c'est à dire que la transformation martensitique de la plus grande partie de cette austénite n'intervient pratiquement pas lors du refroidissement jusqu'à la température ambiante. Une quantité limitée de martensite apparaît sous forme d'îlots, contribuant à l'augmentation de la résistance. Le carbone retarde également la formation de la ferrite pro-eutectoïde dont la présence doit être évitée pour obtenir des niveaux élevés de résistance mécanique,
Selon l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,25% en poids : Au dessous de 0,10%, une résistance suffisante ne peut pas être obtenue et la stabilité de l'austénite résiduelle n'est pas satisfaisante. Au delà de 0,25%, la soudabilité est réduite par en raison de la formation de microstructures de faible ténacité dans la Zone Affectée par la Chaleur ou dans la zone fondue en conditions de soudage autogène. Selon un premier mode préféré, la teneur en carbone est comprise entre 0,10 et 0,15% : au sein de cette plage, la soudabilité est très satisfaisante et la ténacité obtenue est particulièrement élevée. La fabrication par coulée continue est particulièrement aisée en raison d'un mode de solidification favorable.
Selon un second mode préféré, Ia teneur en carbone est supérieure à 0,15% et inférieure ou égale à 0,17% ; au sein de cette plage, la soudabilité est satisfaisante et la ténacité obtenue est élevée. Selon un troisième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,17% et inférieure ou égale à 0,22% : cette gamme de compositions combine de façon optimale des propriétés de résistance d'une part, de ductilité, de ténacité et de soudabilité d'autre part. Selon un quatrième mode préféré, la teneur en carbone est supérieure à 0,22% et inférieure ou égale à 0,25% : on obtient de la sorte les niveaux de résistance mécanique les plus élevées au prix d'une légère diminution de la ténacité. En quantité comprise entre 1 et 3% en poids, une addition de manganèse, élément à caractère gammagène, stabilise l'austénite en abaissant la température de transformation Ar3. Le manganèse contribue également à désoxyder l'acier lors de l'élaboration en phase liquide. L'addition de manganèse participe également à un durcissement efficace en solution solide et à l'obtention d'une résistance accrue. Préférentiellement, le manganèse est compris entre 1 et 1 ,5% : on combine de la sorte un durcissement satisfaisant sans risque de formation de structure en bandes néfaste. Préférentiellement encore, la teneur en manganèse est supérieure à 1,5% et inférieure ou égale à 2,3%. De la sorte, les effets recherchés ci-dessus sont obtenus sans pour autant augmenter de façon excessive la trempabilité dans les assemblages soudés. A titre également préférentiel, le manganèse est supérieur à 2,3% et inférieur ou égal à 3%. Au delà de 3%, le risque de précipitation de carbures ou de formation de structures en bandes néfaste, devient trop important. Dans les conditions définies selon l'invention, en combinaison avec les additions de molybdène et/ou de chrome, une résistance supérieure à 1300MPa peut être obtenue.
Le silicium et l'aluminium, de façon conjointe, jouent un rôle important selon l'invention . Le silicium inhibe la précipitation de la cémentite lors du refroidissement à partir de l'austénite en retardant considérablement la croissance des carbures : ceci provient du fait que la solubilité du silicium dans la cémentite est très faible et que cet élément augmente l'activité du carbone dans l'austénite : de la sorte, si un germe éventuel de cémentite se forme à l'interface ferrite-austénite, le silicium est rejeté à l'interface. L'activité du carbone est alors augmentée dans cette zone austénitique enrichie en silicium. La croissance de la cémentite est alors ralentie puisque le gradient de carbone entre la cémentite et la zone austénitique avoisinante est réduit. Une addition de silicium contribue donc à stabiliser une quantité suffisante d'austéπite résiduelle sous forme de films fins qui augmentent localement la résistance à l'endommagement et qui évitent la formation de carbures fragilisants.
L'aluminium est un élément très efficace pour la désoxydation de l'acier, A ce titre, sa teneur est supérieure ou égale à 0,015%. Comme le silicium, il est très peu soluble dans la cémentite et stabilise l'austénite résiduelle. On a mis en évidence que les effets de l'aluminium et du silicium sur la stabilisation de l'austénite sont très semblables : Lorsque les teneurs en silicium et en aluminium sont telles que : 1%≤Si+AI≤2%, une stabilisation satisfaisante de l'austénite est obtenue, qui permet de former les microstructures recherchées tout en conservant des propriétés d'usage satisfaisantes. Compte tenu du fait que la teneur minimale en aluminium est de 0,015%, la teneur en silicium est inférieure ou égale à 1,985%.
Préféreπtiellement, la teneur en silicium est comprise entre 1 ,2 et 1 ,8% : de la sorte, on évite la précipitation de carbures et l'on obtient une excellente soudabilité ; on ne constate pas de fissuration en soudage MAG, avec une latitude suffisante en termes de paramètres de soudage. Les soudures par résistance par points sont également exemptes de défauts. Par ailleurs, comme le silicium stabilise la phase ferritique, une quantité inférieure ou égale à 1,8% permet d'éviter la formation de ferrite pro-eutectoïde indésirable. Une addition excessive de silicium provoque également la formation d'oxydes fortement adhérents et l'apparition éventuelle de défauts de surface, conduisant notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé. Préférentiellement encore, ces effets sont obtenus lorsque la teneur en aluminium est comprise entre 1,2 et 1,8%. A teneur équivalente, les effets de l'aluminium sont en effet très semblables à ceux constatés ci-dessus pour le silicium. Le risque d'apparition de défauts superficiels est cependant réduit. Le molybdène retarde la transformation bainitique, contribue au durcissement par solution solide et affine également la taille des lattes bainitiques formées. Selon l'invention, la teneur en molybdène est inférieure ou égale à 0,3% pour éviter la formation excessive de structures de trempe, En quantité inférieure à 1,5%, Ie chrome a un effet sensiblement analogue au molybdène puisqu'il contribue également à éviter la formation de ferrite pro- eutectoïde ainsi qu'au durcissement et à raffinement de la microstructure bainitique. Selon l'invention, les teneurs en chrome et le molybdène sont telles que : Cr+(3 x Mo) ≥0,3%. '
Les coefficients du chrome et du molybdène dans cette relation traduisent l'aptitude respective plus ou< moins grande de ces deux éléments à retarder la transformation ferritique : lorsque l'inégalité ci-dessus est satisfaite, la formation de ferrite pro-eutectoïde est évitée dans les conditions de refroidissement spécifiques selon l'invention.
Cependant, le molybdène est un élément coûteux : les inventeurs ont mis en évidence que Ton pouvait fabriquer un acier de façon particulièrement économique en limitant la teneur en molybdène à 0,010% et en compensant cette réduction par une addition de chrome pour respecter la relation : Cr+(3 x Mo) ≥0,3%.
En quantité supérieure à 0,015%; le soufre tend à précipiter en quantité excessive sous forme de sulfures de manganèse qui réduisent fortement l'aptitude à la mise en forme. Le phosphore est un élément connu pour ségréger aux joints de grains. Sa teneur doit être limitée à 0,1% de façon à maintenir une ductilité à chaud suffisante. Les limitations en soufre et en phosphore permettent également d'obtenir une bonne soudabilité en soudage par points. L'acier peut également comprendre du cobalt : en quantité inférieure ou égale à 1,5%, cet élément durcissant permet d'augmenter la teneur en carbone dans Pausténite résiduelle. La. quantité doit être également limitée pour des raisons de coûts.
L'acier peut également comprendre du bore en quantité inférieure ou égale à 0,005%. Une telle addition augmente la trempabilité et contribue à la suppression de la ferrite pro-eutectoïde. Il permet d'aussi d'augmenter les niveaux de résistance.
Le reste de la composition est constitué d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, telles que par exemple l'azote. Selon l'invention, la microstructure de l'acier est constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%, ces teneurs se référant à des pourcentages surfaciques. Cette structure bainitique majoritaire, sans ferrite proeutectoïde, confère une très bonne résistance à un endommagement mécanique ultérieur.
La microstructure de la tôle laminée à chaud selon l'invention contient une quantité supérieure ou égale à 5% d'austénite résiduelle, que l'on préfère riche en carbone, stabilisée à température ambiante notamment par les additions de silicium et d'aluminium. L'austénite résiduelle se présente sous forme d'îlots et de films interlattes dans la bainite, allant de quelques centièmes de micromètres à quelques micromètres. Une quantité d'austénite résiduelle inférieure à 5% ne permet pas que les films interlattes augmentent de façon significative Ia résistance à l'endommagement.
Préférentiellement, la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1 % afin de réduire la formation des carbures et d'obtenir une austénite résiduelle suffisamment stable à température ambiante. La figure 2 présente un exemple de microstructure d'une tôle d'acier selon l'invention : L'austénite résiduelle A en teneur surfacique ici égale à 7%, apparaît en blanc, sous forme d'îlots ou de films. La martensite M, en teneur surfacique ici égale à 15%, se présente ici sous la forme de constituant très sombre sur une matrice bainitique B apparaissant en gris. Au sein de certains îlots, la teneur locale en carbone et donc la trempabilité locale peuvent varier. L'austénite résiduelle est alors associée localement à de la martensite au sein de ces îlots, que l'on désigne sous le terme d'îlots « M-A », associant Martensite et Austénite résiduelle. Dans le cadre de l'invention, on a mis en évidence qu'une morphologie spécifique des îlots M-A était à rechercher particulièrement. La morphologie des îlots M-A peut être révélée au moyen de réactifs chimiques appropriés et connus en eux- mêmes : après attaque chimique, les îlots M-A apparaissent par exemple en blanc sur une matrice bainitique plus ou moins sombre. On observe ces îlots par microscopie optique à des grandissements allant de 500 à 1500χ environ sur une surface qui présente une population statistiquement représentative. On détermine, par exemple au moyen d'un logiciel d'analyse d'images connu en lui-même, tel que par exemple le logiciel Visilog® de la société Noesis, la taille maximale Lmaχ et minimale Lmin de chacun des îlots. Le rapport entre Ia taille maximale et minimale caractérise le facteur d'élongation d'un îlot
Figure imgf000015_0001
donné. Selon l'invention, une ductilité particulièrement élevée est obtenue en réduisant le nombre NMA d'îlots M-A dont la longueur maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à 4, Ces îlots massifs et de grande taille se révèlent des zones d'amorçage privilégiées lors d'une sollicitation mécanique ultérieure. Selon l'invention, le nombre d'îlots NMA par unité de surface doit être inférieur à 14000 /mm2. La structure des aciers selon l'invention contient également, en complément de la bainite et de l'austénite résiduelle, de la martensite en quantité supérieure ou égale à 2% : cette caractéristique permet un durcissement supplémentaire qui permet d'obtenir une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa.
Préférentiellement, le nombre de carbures situés en position interlattes, généralement plus grossiers, de taille supérieure à 0,1 micromètre, est limité. Ces carbures peuvent être observés par exemple en microscopie optique à un graπdissement supérieur ou égal à 1000x. On a mis en évidence que N, nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface, devait être inférieur à 50000/mm2, faute de quoi l'endommagement devient excessif en cas de sollicitation ultérieure, par exemple lors d'essais d'expansion de trous. De plus, la présence excessive des carbures peut être à l'origine d'un amorçage précoce de la rupture et d'une réduction de la ténacité.
La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud selon l'invention est la suivante : - On approvisionne un acier de composition selon l'invention - On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots, ou en continu sous forme de brames d'épaisseur de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la coulée sous forme de brames miπœs 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 115O0C 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 115O0C peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.
On lamine à chaud le demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est totalement austénitique jusqu'à une température de fin de laminage TFL, en référence à la figure 1 annexée. Cette figure présente un schéma de fabrication thermomécanique 1 selon l'invention, ainsi qu'un diagramme de transformation indiquant les domaines de transformation ferritique 2 baiπitique 3 et martensitique 4.
On effectue ensuite un refroidissement contrôlé, débutant à une température TDR, située au dessus de Ar3 (température de début de transformation ferritique à partir de l'austénite) et finissant à une température TFR (température de fin de refroidissement) La vitesse moyenne de refroidissement entre TDR et TFR est égale à VR. Ce refroidissement et la vitesse VR associée sont qualifiés de primaire. Selon l'invention, la vitesse VR est comprise entre 50 et 90°C/s : Lorsque la vitesse de refroidissement est inférieure à 50°C/s, il se forme de la ferrite pro-eutectoïde, néfaste pour obtenir des caractéristiques élevées de résistance. Selon l'invention, on évite ainsi la transformation ferritique à partir de l'austénite, Lorsque la vitesse VR est supérieure à 90°C/s, il existe un risque de former de la martensite et de faire apparaître une structure hétérogène. La gamme de refroidissement selon l'invention est avantageuse d'un point de vue industriel, car il n'est pas nécessaire de refroidir très rapidement la tôle après le laminage à chaud, par exemple à une vitesse de l'ordre de 200ùC/s, ce qui évite la nécessité d'installations spécifiques coûteuses. La gamme de vitesse de refroidissement selon l'invention peut être obtenue par pulvérisation d'eau ou de mélange air-eau, en fonction de l'épaisseur de la tôle. Le procédé peut être également mis en œuvre selon la variante suivante : A partir de la température TDR, on effectue un refroidissement rapide jusqu'à une température Ti inférieure ou égale à 650pC. La vitesse VRi de ce refroidissement rapide est supérieure à 7O0CVs. On effectue ensuite un refroidissement jusqu'à une température TFR de telle sorte que la vitesse moyenne de refroidissement entre TDR et TFR soit comprise entre 20 et 90°C/s, Cette variante présente l'avantage de nécessiter un refroidissement plus lent en moyenne entre TDR et TFR que dans la précédente variante, sous la réserve d'effectuer un refroidissement plus rapide à la vitesse VR-ι à partir de TDR pour garantir l'absence de ferrite proeutectoïde. Après cette première phase de refroidissement rapide effectuée selon l'une des deux variantes précédentes, on procède à une phase de refroidissement plus lent, dit secondaire, qui débute à une température TFR comprise entre B's et Ms+50°C et qui s'achève à la température ambiante. La vitesse de refroidissement secondaire est désignée par V'R. Ms désigne la température de début de transformation martensitique. La température B's est définie par rapport à la température Bs, température de début de transformation bainitique de la façon suivante : - Lorsqu'on effectue un refroidissement secondaire très lent à une vitesse V'R comprise entre 0,08°C/min et 2'C/min, B's= Bs, température de début de transformation bainitique. Cette température Bs peut être déterminée expérimentalement ou évaluée à partir de la composition au moyen de formules connues en elles-mêmes. La figure 1 illustre ce premier mode de fabrication.
- Lorsque, à partir de TFR, on refroidit la tôle laminée à chaud à une vitesse comprise VR supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à eOCTC/min, B s= Bs+ 6OX.
Le premier cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur les plus fines, jusqu'à environ 15mm, bobinées à chaud, et donc refroidies lentement après l'opération de bobinage. Le second cas correspond à la fabrication de tôles d'épaisseur plus importante non bobinées à chaud : selon l'épaisseur des tôles, les vitesses de refroidissement supérieures à 2°C/min et inférieures ou égales à 600°C/min correspondent à un refroidissement légèrement accéléré ou à un refroidissement à l'air.
Lorsque la température de fin de refroidissement est supérieure à B's, l'enrichissement en carbone de l'austénite n'est pas suffisant : après refroidissement complet, on forme des carbures ou des îlots de martensite. On peut obtenir de la sorte un acier ayant une structure « Dual-Phase » mais dont la combinaison de propriétés (résistance-ductilité) est inférieure à celle de l'invention. Ces structures présentent également une plus grande sensibilité à l'eπdommagement que celles de l'invention. Lorsque la température de fin de refroidissement est inférieure à Ms+50ûC, l'enrichissement en carbone de l'austénite est excessif. Dans certaines conditions industrielles, il existe un risque de formation d'une structure en bandes marquée et de transformation martensitique trop importante. Ainsi, dans les conditions selon l'invention, le procédé présente une faible sensibilité à une variation des paramètres de fabrication.
Le refroidissement secondaire associé a une température TFR comprise entre B's et Mg+50°C permet de contrôler la transformation bainitique à partir de l'austénite, d'enrichir localement cette austénite de façon à la stabiliser, et d'obtenir un rapport (bainite/austénite résiduelle/martensite) approprié. Dans le cadre de l'invention, on peut également ajuster la vitesse primaire VR entre TDR et TFR, la température de fin de refroidissement TFR, la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que la microstructure de l'acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%.
Les paramètres TDR, TFR, VRI V'R, ajustés pour obtenir au moins 75% de bainite, au moins 5% d'austénite et au moins 2% de martensite, seront choisis de la manière suivante :
- TDR sera choisie supérieure à AR3 pour éviter la formation de ferrite pro- eutectoïde, tout en évitant une croissance exagérée du grain austénitique et affiner la microstructure finale
- La vitesse de refroidissement VR sera choisie de façon à être la plus rapide possible pour éviter une transformation perlitique (ce qui conduirait à une teneur en austénite résiduelle insuffisante) et ferritique tout en restant au sein des capacités de contrôle d'une ligne industrielle de façon à obtenir une homogénéité microstructurale dans le sens longitudinal et transversal de la tôle laminée à chaud. La vitesse de refroidissement VR doit être cependant limitée pour éviter la formation d'une microstructure hétérogène dans l'épaisseur de la tôle.
- La vitesse de refroidissement VR est essentiellement dépendante des capacités de production des sites industriels et de l'épaisseur des tôles. - Indépendamment de V'R, TFR sera choisie suffisamment basse de façon à éviter une transformation perlitique, ce qui se traduirait par une transformation bainitique incomplète et une teneur en austénite résiduelle inférieure à 5%,
- De plus, si la vitesse V'R est rapide, la température TFR sera choisie suffisamment élevée pour laisser le temps à la transformation bainitique de se dérouler au dessus du domaine martensitique. On évite alors la formation de plus de 20% de martensite par un passage trop rapide dans le domaine martensitique. Cette dernière transformation se produirait aux dépens de la transformation bainitique et de la stabilisation de l'austénite résiduelle.
- Dans le cas où la vitesse VR est lente, une variation de la température TpRdans le domaine entre B's et Ms+50°C, aura peu d'influence sur la microstructure finale.
Ces paramètres peuvent être également ajustés pour obtenir une morphologie et une nature particulière des îlots M-A, en particulier choisis pour que le nombre NMA d'îlots de martensite-austénite résiduelle dont la taille est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mms. Ces paramètres peuvent être également ajustés pour que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids. En particulier, on choisira une vitesse de refroidissement VR pas trop élevée de façon à éviter la formation excessive d'îlots M-A grossiers. Les paramètres VR, TVR, VR peuvent être également ajustés pour que le nombre N de carbures bainitiques de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2.
Exemple •
On a élaboré des aciers dont la composition figure au tableau ci-dessous, exprimée en pourcentage pondéral. Outre les aciers 1-1 à I-9 ayant servi à la fabrication de tôles selon l'invention, on a indiqué à titre de comparaison la composition d'aciers R-1 à R-9 ayant servi à la fabrication de tôles de référence.
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Tableau 1 : Compositions d'aciers (% poids) I= Selon l'invention. R≈référence
(*) : Non conforme à l'invention.
Des demi-produits correspondant aux compositions ci-dessus ont été réchauffés à 120CTC et laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 3 mm ou 12mm dans un domaine de température où la structure est entièrement austénitique. Les températures de début de refroidissement TDR, comprises entre 820 et 9450C, se situent également dans le domaine austénitique Les vitesses de refroidissement VR entre TDR et TFR, les températures de fin de refroidissement TFR, les vitesses de refroidissement secondaires V'R ont été portées au tableau 2. A partir d'une même composition, certains aciers (1-1, 1- 2, I-5, R-7) ont fait l'objet de différentes conditions de fabrication. Les références 1-1 a, 1-1 b et 1-1 c désignent par exemple trois tôles d'aciers fabriquées selon des conditions différentes à partir de la composition d'acier M. Les tôles d'acier 1-1 a à c, 1-4, l-5a et b, R-6, ont une épaisseur de 12mm, les autres tôles de 3mm. Le tableau 2 indique également les températures de transformation B's et Ms+50°C calculées à partir des compositions chimiques au moyen des expressions suivantes, les compositions étant exprimées en pourcentage pondéral :
Bs (0C) = 830 - 270 (C) - 90(Mn) - 37(Ni) - 70(Cr) - 83(Mo) M5 (0C) - 561 - 474(C) - 33(Mn) - 17(Ni) - 17(Cr) - 21 (Mo) On a également indiqué les différents constituants microstructuraux mesurés par microscopie quantitative : fraction surfacique de bainite, d'austénite résiduelle par diffraction de rayons X ou par sigmamétrie, et de martensite. Les îlots M-A ont été mis en évidence par le réactif de Klemm. Leur morphologie a été examinée au moyen d'un logiciel d'analyse d'images de façon à déterminer le paramètre NMA. Dans certains cas, on a examiné la présence éventuelle de carbures de taille supérieure à 0,1 micromètre au sein de la phase bainitique, au moyen d'une attaque Nital et d'une observation en microscopie optique à fort grossissement. Le nombre N (/mm2) de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre a été déterminé.
Figure imgf000022_0001
Tableau 2 : Conditions de fabrication et microstructure des tôles laminées à chaud obtenues I= Selon l'invention. R= référence (*) : Non conforme à l'invention, n.d : Non déterminé
Les propriétés mécaniques de traction obtenues (limite d'élasticité Re, résistance Rm, allongement uniforme Au, allongement à rupture At) ont été portées au tableau 3 ci-dessous. Le rapport Re/Rm a été également indiqué. Dans certains cas on a déterminé l'énergie de rupture KCV à 2O0C à partir d'éprouvettes de résilieπce V.
Par ailleurs, on a évalué Pendommagement lié à une découpe (cisaillage ou poinçonnage par exemple) qui pourrait éventuellement diminuer les capacités de déformation ultérieure d'une pièce découpée, Dans ce but, on a découpé par cisaillage des éprouvettes de dimension 20 x 80 mm2. Une partie de ces éprouvettes a été ensuite soumise à un polissage des bords. Les éprouvettes ont été revêtues de grilles photodéposées puis soumises à une traction uniaxiale jusqu'à rupture. Les valeurs des déformations principales εi parallèles au sens de la sollicitation ont été mesurées au plus près de l'amorçage de la rupture à partir des grilles déformées. Cette mesure a été effectuée sur les éprouvettes à bords découpés mécaniquement, et sur les éprouvettes à bords polis. La sensibilité à la découpe est évaluée par le facteur d'endommagement : Δ = εi(bords découpés)-^ (bords polis)/ E1 (bords polis). On a également évalué l'aptitude au soudage à l'arc (procédé MAG) et par résistance par points, de ces tôles d'aciers.
Figure imgf000024_0001
Tableau 3 ; Propriétés mécaniques des tôles laminées à chaud obtenues.
I= Selon l'invention. R= référence {*) : Non conforme à l'invention, n.d : Non déterminé
Les tôles d'aciers 1-1 à I-9 conformes à l'invention présentent une combinaison de propriétés mécaniques particulièrement avantageuse : d'une part une résistance mécanique supérieure à 1200 MPa1 d'autre part un allongement à rupture supérieur à 10% et un rapport Re/Rm inférieur à 0,75 assurant une bonne formabilité. Les aciers selon l'invention présentent également une énergie de rupture Charpy V à température ambiante supérieure à 28 Joules. Cette haute ténacité permet la fabrication de pièces résistant à la propagation brutale d'un défaut notamment en cas de sollicitations dynamiques. Les microstructures des aciers selon l'invention présentent un nombre dilots NMA inférieur à 140Q0/mmz. En particulier, les tôles d'acier l-2a et l-5a présentent une faible proportion surfacique d'îlots M-A massifs et de grande taille, respectivement de 10500 et 13600 composés par mm2.
Les aciers selon l'invention présentent également une bonne résistance à l'endommagement en cas de découpe, puisque le facteur d'endommagement Δ est limité à -12 ou -13%.
Ces aciers présentent également une bonne aptitude au soudage homogène MAG : pour des paramètres de soudage adaptés aux épaisseurs rapportés ci-dessus, les joints soudés à clin sont exempts de fissures à froid ou à chaud. Un constat similaire peut être dressé en soudage homogène par résistance par point.
Dans le cas de l'acier 19, le refroidissement entre TDR (880ùC) et TFR (485PC) (cf. tableau 2) a également été réalisé selon la variante suivante : après un premier refroidissement à une vitesse VR1=80°C/s jusqu'à une température T, de 59O0C, la tôle a été refroidie de telle sorte que la vitesse moyenne entre 88O0C et 485°C soit de 37°C/s. Les propriétés mécaniques observées sont alors très voisines de celles présentées au tableau 3, exemple 19. L'acier R-1 a une teneur insuffisante en chrome et/ou en molybdène. Les conditions de refroidissement relatives aux aciers R-1 à R-3 (VR trop élevée, TFR trop faible) ne sont pas appropriées pour la formation d'une structure bainitique fine. L'absence de martensite ne permet pas un durcissement suffisant, la résistance est nettement inférieure à 1200MPa et le rapport Re/Rm est excessif.
Dans le cas des tôles d'acier R-4 et R-5, la vitesse de refroidissement trop rapide après laminage ne permet pas d'obtenir une quantité de bainite suffisamment importante. Les îlots M-A formés sont relativement grossiers. Dans le cas de la tôle d'acier R-4, le nombre de composés NMA est de 14700/mm2. La fraction bainitique et la résistance de ces aciers sont insuffisantes. La tôle d'acier R-4 comportant un grand nombre de carbures (N>50000/mmz) présente une sensibilité excessive à l'endommagement comme en témoigne la valeur du facteur d'endommagement : Δ=-48%. L'acier R-6 comporte une teneur en carbone excessive, conduisant à une teneur en martensite trop élevée en raison de sa forte trempabilité ; sa teneur en bainite et en austénite est insuffisante. La tôle d'acier R-6 présente en conséquence une résistance insuffisante à la propagation brutale d'un défaut puisque son énergie de rupture Charpy V à 2O0C est très inférieure à 28 Joules. Les tôles d'acier R-7a et R7-b ont également une teneur en carbone excessive. La température de transition au niveau 28 Joules, estimée à partir d'éprouvettes d'épaisseur réduite, est supérieure à la température ambiante, témoignant d'une ténacité médiocre. L'aptitude au soudage est réduite. On notera que, en dépit de leur teneur en carbone plus élevée, ces tôles d'acier ne présentent pas une résistance mécanique supérieure à celle des aciers de l'invention.
La tôle d'acier R-8 comportant une teneur excessive en carbone a été refroidie trop lentement ; de ce fait, l'austénite résiduelle est très enrichie en carbone et la formation de martensite n'a pu se produire. La résistance obtenue est donc insuffisante, La tôle d'acier R-9 a été refroidie à une vitesse excessive jusqu'à une température de fin de refroidissement trop basse. En conséquence, la structure est presque totalement martensitique et l'allongement à rupture est insuffisant. Ainsi, l'invention permet la fabrication de tôles d'aciers à matrice bainitique sans addition d'éléments coûteux de microalliage. Celles-ci allient une très haute résistance et une ductilité élevée. Grâce à leur résistance élevée, ces tôles d'acier sont adaptées à la fabrication d'éléments subissant des sollicitations mécaniques cycliques. Les tôles d'aciers selon l'invention sont utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort dans le domaine automobile et de l'industrie générale.

Claims

REVENDICATIONS
1. Tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à .1200 MPa, de rapport limite d'élasticité/résistance Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, dont la composition contient, les teneurs étant exprimées en poids :
0,10% < C ≤; 0,25% 1%≤ Mn ≤ 3% Al ≥ 0,015 % Si≤1 ,985%
Mo ≤ 0,30%
Cr ≤ 1 ,5%
S ≤ 0,015%
P< 0,1% Co< 1 ,5%
B ≤ 0,005% étant entendu que
1% <Si+AI <2%,
Cr+(3 x Mo) ≥0,3%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la microstructure dudit acier étant constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale â 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%
2. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
0,10% < C ≤ 0,15%
3. Tôle d'acier selon la revendication 1 , caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
0,15% < C < 0,17%
4. Tôle d'acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids : 0,17% < C < 0,22%
5. Tôle d'acier selon la revendication 1 , caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids ;
0,22% < C ≤ 0,25%
6. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
1% ≤Mn ≤ 1,6%
7. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
1,5% <Mn < 2,3%
8. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
2,3% <Mn ≤ 3%
9. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
1,2% ≤Si < 1,8%
10. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
1,2% ≤A1 ≤ 1,8%
11. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, caractérisée en ce que la composition dudit acier contient, la teneur étant exprimée en poids :
Mo≤O.010%
12. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, caractérisée en ce que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle est supérieure à 1% en poids
13. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 12, comportant des carbures entre les lattes de bainite, caractérisée en ce que le nombre N desdits carbures interlattes de taille supérieure à
0,1 micromètre par unité de surface est inférieur ou égal à 50000/mm2.
14. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, comportant des îlots martensite-austénite résiduelle caractérisée en ce que le nombre NMA par unité de surface, desdits îlots martensite- austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation (taille maximale Lmaχ/taille minimale Lmin) est inférieur à 4, est inférieur à 140007mm2
15. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa1 de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel : - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 11 , - on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier - on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 115O0C
- on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis - on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température de transformation TFR de telle sorte que la vitesse de refroidissement primaire VR entre T0R et TFR soit comprise entre 50 et 90°C/s et que la température TFR soit comprise entre B's et Ms+50°C, B's désignant une température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et Ms désignant la température de début de transformation martensitique, puis
- on refroidit ladite tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 600°C/min jusqu'à la température ambiante,
- ladite température B's étant égaie à Bs lorsque ladite vitesse V'R est comprise entre 0,08 et 2'C/min
- ladite température B's étant égale à Bs+60°C lorsque ladite vitesse VR est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600°C/min
16. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud de résistance supérieure à 1200 MPa, de rapport Re/Rm inférieur à 0,75, d'allongement à rupture supérieur à 10%, selon lequel :
- on approvisionne un acier de composition selon Tune quelconque des revendications 1 à 11,
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
- on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 1150'C
- on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la microstructure de l'acier est entièrement austénitique, puis
- on refroidit la tôle ainsi obtenue à partir d'une température TDR située au dessus de Ar3 jusqu'à une température intermédiaire T| avec une vitesse de refroidissement Vm supérieure ou égale à 70°C/s, ladite température Ti étant inférieure ou égale à 65O0C, puis
- on refroidit ladite tôle à partir de ladite température Ti jusqu' 'à une température TFR, ladite température TFR étant comprise entre B's et Ms+50"C, B's désignant une. température définie par rapport à la température Bs de début de transformation bainitique, et Ms désignant la température de début de transformation martensitique, de telle sorte que la vitesse de refroidissement entre ladite température TDRβt la ladite température TFRSOit comprise entre 20 et 90°C/s, puis - on refroidit ladite tôle à partir de la température TFR avec une vitesse de refroidissement secondaire V'R comprise entre 0,08°C/min et 6Q0qC/min jusqu'à la température ambiante,
- ladite température B's étant égale à Bs lorsque ladite vitesse VR est comprise entre 0,08 et 2°C/min - ladite température B's étant égale à Bs+60βC lorsque ladite vitesse
VR est supérieure à 2°C/min et inférieure ou égale à 600ûC/min
17. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel : - on approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 11 ,
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
- on porte ledit demi-produit à une température supérieure à 115O0C
- on lamine à chaud ledit demi-produit dans un domaine de température où la structure de l'acier est entièrement austénitique,
- on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de . fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire VR, de telle sorte que la microstructure dudit acier soit constituée d'au moins 75% de bainite, d'austénite résiduelle en quantité supérieure ou égale à 5%, et de martensite en quantité supérieure ou égale à 2%
18. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15 ou 17, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'Rl de telle sorte que la teneur en carbone de l'austénite résiduelle soit supérieure à 1% en poids
19. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15, 17 ou 18, caractérisé en ce qu'on ajuste Ia température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la. température de fin de refroidissement primaire TFR) la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire V'R, de telle sorte que le nombre de carbures interlattes de taille supérieure à 0,1 micromètre par unité de surface soit inférieur ou égal à 50000/mm2
20. Procédé selon l'une quelconque des revendications 15, ou 17 à 19, caractérisé en ce qu'on ajuste la température de début de refroidissement primaire TDR située au dessus de Ar3, la température de fin de refroidissement primaire TFR, la vitesse de refroidissement primaire VR entre TDR et TFR, et la vitesse de refroidissement secondaire VR, de telle sorte que le nombre NMA par unité de surface, d'îlots martensite-austénite résiduelle dont la taille maximale Lmax est supérieure à 2 micromètres et dont le facteur d'élongation est
Figure imgf000032_0001
inférieur à 4, soit inférieur à 14000/mm2
21. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 20, pour la fabrication de pièces de structure ou d'éléments de renfort, dans Ie domaine automobile.
22. Utilisation d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, ou fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 15 à 20, pour la fabrication de renforts et pièces de structure pour l'industrie générale, et de pièces de résistance à l'abrasion
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JP2008557785A JP5055300B2 (ja) 2006-03-07 2007-02-14 極めて高い強度、延性および靭性特性を有する鋼板を製造するための方法、ならびにこのように製造された板
MX2008011274A MX2008011274A (es) 2006-03-07 2007-02-14 Proceso para la manufacturacion de chapas de acero que tienen caracteristicas de resistencia, ductilidad y tenacidad muy altas y chapas producidas de esta manera.
US12/281,839 US9856548B2 (en) 2006-03-07 2007-02-14 Process for manufacturing steel sheet having very high strength, ductility and toughness characteristics, and sheet thus produced
EP07730968A EP1994192B1 (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procédé de fabrication de tôles d'acier à tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et tôles ainsi produites
BRPI0708649A BRPI0708649B1 (pt) 2006-03-07 2007-02-14 Chapa de aço laminada a quente tendo limite de resistência à tração e características de ductilidade e tenacidade muito altas e processo para fabricação de chapa de aço laminada a quente
CA2645059A CA2645059C (fr) 2006-03-07 2007-02-14 Procede de fabrication de toles d'acier a tres hautes caracteristiques de resistance, de ductilite et de tenacite, et toles ainsi produites
PL07730968T PL1994192T3 (pl) 2006-03-07 2007-02-14 Sposób wytwarzania arkusza blachy o bardzo wysokiej wytrzymałości, ciągliwości i udarności oraz arkusz wytworzony tym sposobem
CN2007800159016A CN101437975B (zh) 2006-03-07 2007-02-14 制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材
AT07730968T ATE455875T1 (de) 2006-03-07 2007-02-14 Verfahren zur herstellung eines stahlblechs mit sehr hohen festigkeits-, biegbarkeits- und härteeigenschaften und auf diese weise produziertes blech
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021124199A1 (fr) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à chaud à haute résistance et son procédé de fabrication

Families Citing this family (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
KR101067896B1 (ko) * 2007-12-06 2011-09-27 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
FR2958660B1 (fr) * 2010-04-07 2013-07-19 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques a hautes caracteristiques et son procede de fabrication.
RU2445379C1 (ru) * 2010-08-27 2012-03-20 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
CN101942605A (zh) * 2010-09-13 2011-01-12 江小明 一种硅锰钢及其制备方法
CN103154279B (zh) * 2010-10-12 2015-09-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 热成形钢坯的方法和热成形的部件
UA112771C2 (uk) * 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
WO2012153009A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
RU2463359C1 (ru) * 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
RU2463360C1 (ru) * 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
RU2452776C1 (ru) * 2011-06-14 2012-06-10 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства листовой стали
RU2587106C2 (ru) * 2012-03-07 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для горячей штамповки, способ его производства и горячештампованный стальной материал
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
EP2690184B1 (fr) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Cold rolled steel flat product and method for its production
EP2690183B1 (fr) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Produit plat en acier laminé à chaud et son procédé de fabrication
CA2880946C (fr) * 2012-08-15 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Tole d'acier pour formage a chaud a la presse, son procede de production, et element de tole d'acier pour formage a chaud a la presse
DE102012216468B3 (de) * 2012-09-14 2014-01-16 Ebner Industrieofenbau Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Metallbauteils für eine Metallvorrichtung
EP2895635B1 (fr) * 2012-09-14 2019-03-06 Mannesmann Precision Tubes GmbH Alliage d'acier pour un acier faiblement allié à haute résistance
RU2516213C1 (ru) * 2012-12-05 2014-05-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ получения металлоизделия с заданным структурным состоянием
RU2519719C1 (ru) * 2012-12-05 2014-06-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства горячего проката из микролегированных сталей
EP2840159B8 (fr) * 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Procédé destiné à la fabrication d'un composant en acier
DE102013224851A1 (de) * 2013-12-04 2015-06-11 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Kettenelement
WO2015088523A1 (fr) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Tôle en acier laminée à froid et recuite
JP5852728B2 (ja) * 2013-12-25 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 熱間成形用鋼板および熱間プレス成形鋼部材の製造方法
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
US10329637B2 (en) * 2014-04-23 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Heat-rolled steel plate for tailored rolled blank, tailored rolled blank, and methods for producing these
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
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
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
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
RU2563569C1 (ru) * 2014-12-22 2015-09-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
JP6343842B2 (ja) * 2015-08-14 2018-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材の冷却方法、鋼材の製造方法、鋼材の冷却装置および鋼材の製造設備
RU2638479C1 (ru) * 2016-12-20 2017-12-13 Публичное акционерное общество "Северсталь" Горячекатаный лист из низколегированной стали толщиной от 15 до 165 мм и способ его получения
KR101899687B1 (ko) * 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
WO2018234839A1 (fr) 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal Tôle d'acier revêtue de zinc présentant une soudabilité par points de haute résistance
JP2020012172A (ja) * 2018-07-20 2020-01-23 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
US20210310093A1 (en) * 2018-10-19 2021-10-07 Tata Steel Nederland Technology B.V. Hot rolled steel sheet with ultra-high strength and improved formability and method for producing the same
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
CN115244204B (zh) * 2020-03-11 2023-05-12 日本制铁株式会社 热轧钢板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0725156A1 (fr) * 1995-01-31 1996-08-07 CREUSOT LOIRE INDUSTRIE (Société Anonyme) Acier à haute ductilité, procédé de fabrication et utilisation
JPH10298648A (ja) * 1997-04-23 1998-11-10 Nippon Steel Corp 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法
FR2847273A1 (fr) * 2002-11-19 2004-05-21 Usinor Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication
EP1512760A2 (fr) * 2003-08-29 2005-03-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Haute tôle d'acier de la fermeté d'extension excellent l'usinabilité et processus pour son fabrication

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4472208A (en) 1982-06-28 1984-09-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Hot-rolled high tensile titanium steel plates and production thereof
JP3350945B2 (ja) * 1992-01-18 2002-11-25 住友金属工業株式会社 延性，耐食性に優る高張力熱延鋼板と製造法
US5545269A (en) 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
EP0750049A1 (fr) * 1995-06-16 1996-12-27 Thyssen Stahl Aktiengesellschaft Acier ferritique; sa fabrication et son utilisation
JP3540134B2 (ja) 1997-09-04 2004-07-07 株式会社神戸製鋼所 高強度熱延鋼板及びその製造方法
TW436597B (en) 1997-12-19 2001-05-28 Exxon Production Research Co Process components, containers, and pipes suitable for containign and transporting cryogenic temperature fluids
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP3352938B2 (ja) * 1998-03-19 2002-12-03 株式会社神戸製鋼所 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US6364968B1 (en) 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP3854506B2 (ja) 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4068950B2 (ja) * 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP4087237B2 (ja) 2002-12-09 2008-05-21 日新製鋼株式会社 耐食性とスポット溶接性を改善した高加工性高強度冷延鋼板およびその製造法
JP4102281B2 (ja) 2003-04-17 2008-06-18 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
US20050150580A1 (en) * 2004-01-09 2005-07-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
CA2531615A1 (fr) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Tole mince d'acier a haute resistance possedant une resistance elevee a la fragilisation par l'hydrogene

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0725156A1 (fr) * 1995-01-31 1996-08-07 CREUSOT LOIRE INDUSTRIE (Société Anonyme) Acier à haute ductilité, procédé de fabrication et utilisation
JPH10298648A (ja) * 1997-04-23 1998-11-10 Nippon Steel Corp 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法
FR2847273A1 (fr) * 2002-11-19 2004-05-21 Usinor Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication
WO2004048631A1 (fr) * 2002-11-19 2004-06-10 Industeel Creusot Piece d’acier de construction soudable et procede de fabrication
EP1512760A2 (fr) * 2003-08-29 2005-03-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Haute tôle d'acier de la fermeté d'extension excellent l'usinabilité et processus pour son fabrication

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 1999, no. 02 26 February 1999 (1999-02-26) *
SUGIMOTO K ET AL: "STRETCH-FLANGEABILITY OF A HIGH-STRENGTH TRIP TYPE BAINITIC SHEET STEEL", ISIJ INTERNATIONAL, IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, TOKYO,, JP, vol. 40, no. 9, 2000, pages 920 - 926, XP001182010, ISSN: 0915-1559 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021124199A1 (fr) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à chaud à haute résistance et son procédé de fabrication
WO2021123887A1 (fr) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à chaud de ténacité élevée et son procédé de fabrication

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