WO2011036352A1 - Acier inoxydable ferritique a hautes caracteristiques d'emboutissabilite - Google Patents
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Definitions
- the invention relates to ferritic stainless steel sheets having a high drawability in narrowing and a low sensitivity to the lack of "roping” or “scouring”, used for the manufacture of parts, accessories or household appliances, household appliances , individual or collective equipment, parts that can be used in the automotive, thermal, building and industrial sectors.
- the invention also relates to a method of manufacturing such ferritic stainless steel sheets.
- ferritic stainless steels develop at a lower cost than austenitic stainless steels, the latter including expensive nickel additions: the most common austenitic steel grade, EN 1.4301 or AISI 304, contains at least 8 % nickel.
- ferritic stainless steels are nevertheless hampered by the limitation of some of their properties, in particular their low ductility compared to that of austenitic stainless steels, and by the possible appearance of a defect called “scouring”, or “roping” or still “ridging".
- This defect is manifested during cold forming, for example during a stamping operation of sheets, by the localized and premature appearance of strips parallel to the rolling direction forming a micro-relief or undulations. It is not only detrimental to the appearance of the room, but also associated with less drawability.
- the patent EP1225242 describes a method for increasing the coefficient of anisotropy r (it is known that this coefficient, characterizing the resistance to thinning is itself correlated with the improvement of the drawability in narrowing) ferritic stainless steels, the main steps of this process consisting of:
- the annealing of the hot-rolled strip also has the function of transforming the martensite possibly present into ferrite and chromium carbides.
- Annealing is intended to homogenize the chromium content around these chromium carbides to prevent intergranular corrosion during the chemical pickling operation following the annealing of the hot rolled coil. Since the diffusion of chromium in the zones decrepit around the carbides requires a maintenance of several hours at 800 ° C., the annealing of the hot-rolled coil can not therefore be carried out continuously in a passage furnace but under a bell in a furnace. annealed vase. During the slow rise in temperature of the coil during the annealing closed vessel, a restoration is carried out at mid-thickness of the product which no longer allows the recrystallization to occur.
- the maximum possible temperature is limited by the formation of austenite above 850 ° C which turns into martensite during cooling and degrades the ductility and 'drawability.
- the drop in the temperature of the end of hot rolling generates encrustations of oxides in the hot-rolled strip because the difference in hardness between the oxide and the metal increases when the temperature drops which facilitates the encrustation of the oxide in the band.
- the present invention aims to solve the problems mentioned above. It aims in particular to provide a ferritic stainless steel sheet having a good ability to deform in narrowing.
- the invention also aims at providing a ferritic stainless steel sheet with a high average coefficient of anisotropy.
- the present invention also aims at providing a ferritic stainless steel that is not very sensitive to the roping defect, particularly in the case of the thinnest sheets,
- the subject of the invention is a hot-rolled or hot-rolled annealed sheet made of ferritic stainless steel manufactured by a process comprising at least two asymmetric hot rolling stages, the steel comprising, in weight percent: 0.001% ⁇ C ⁇ 0.08%, N ⁇ 0.08%, 0.02% ⁇ Mn ⁇ 1, 1%, Si ⁇ 1, 1%, P ⁇ 0.04%, S ⁇ 0.015%, 10, 5% ⁇ Cr ⁇ 25%, Mo ⁇ 3%, Cu ⁇ 1%, Ti ⁇ 1%, Zr ⁇ 1%, Nb ⁇ 1%, the rest of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration, sheet metal having an average size of mid-thickness grains in the rolling direction of a c exceeding ⁇ .
- the maximum intensity of the alpha fiber at mid-thickness is preferably less than or equal to 10.
- the cold-rolled and annealed sheet is such that its
- Ti, Nb, Zr, C, N contents satisfy: - + - + - ⁇ - + -, and such that
- the maximum intensity of the gamma fiber at mid-thickness of the sheet is greater than or equal to 10.
- the cold-rolled and annealed sheet is such that the contents
- Ti Nb Zr C N in Ti, Nb, Zr, C, and N of said sheet satisfy: - + - + - ⁇ - + - and such
- Cold-rolled and annealed sheet including Ti, Nb, Zr, C, and N contents
- the cold-rolled and annealed sheet preferably has an arithmetical average Pa of the corrugation of the sheet in the direction perpendicular to the rolling direction after traction of 15% in the rolling direction, less than or equal to 5 ⁇ .
- the subject of the invention is also a process for producing a hot-rolled sheet of ferritic stainless steel, comprising the successive stages in which a steel of the above composition is supplied, and then casting is carried out in half. produced from this steel.
- the semi-finished product is then brought to a temperature T R of between 1130 ° C. and 1270 ° C. to obtain a heated half-product, and then the semi-finished product is hot-rolled, the hot rolling having at least two asymmetric rolling stages.
- the relative strain during each of the steps being greater than or equal to 10%
- the absolute value of the relative difference ⁇ of circumferential speed between the lower work roll and the upper work roll during the steps being between 10% and 60%
- the end of rolling temperature T F i_ being between 750 ° C and 1000 ° C, so as to obtain a hot rolled product.
- the hot-rolled product is then rolled at a Teob temperature between 400 ° C and 950 ° C to obtain a hot-rolled sheet.
- a hot-rolled and annealed sheet is manufactured by supplying a sheet manufactured according to the above process, the
- Tr-i, Nb, Zr, C, N content is adjusted to: - Ti + - Nb + - Zr ⁇ - C + - N, then annealed
- a hot-rolled and annealed sheet is manufactured by supplying a sheet manufactured according to the above process, the contents of Ti, Nb, Zr, C, N satisfying: - + - + - ⁇ - + - and then annealing
- the subject of the invention is also a process for manufacturing a cold rolled annealed sheet of ferritic stainless steel, comprising the successive steps according to which a hot-rolled sheet manufactured according to the above process is supplied, or a rolled sheet.
- the hot-rolled and annealed material manufactured by one of the above processes is then etched off the hot-rolled or hot-rolled and annealed sheet to obtain a pickled sheet.
- the pickled sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet and then the cold-rolled sheet was annealed at a temperature TR 2 of between 700 and 1150 ° C.
- the invention also relates to the use of the above steel sheet, or manufactured by one of the processes described above, for the manufacture of parts of household appliances, household appliances, individual equipment or collective, parts usable in the fields of automotive, thermal, building and industry.
- FIG. 1a illustrates the microstructure of a hot-rolled annealed sheet of a non-stabilized ferritic stainless steel manufactured under the conditions according to the invention; by comparison, Figure 1b) shows the microstructure of a non-stabilized ferritic steel manufactured under reference conditions.
- FIG. 2a) illustrates the microstructure of a hot rolled annealed sheet of a stabilized ferritic stainless steel manufactured under the conditions according to the invention; Figure 2b) shows the microstructure of a stabilized ferritic steel manufactured under reference conditions.
- Figure 3 shows the average anisotropy coefficient versus thickness, for a cold-rolled sheet of unstabilized ferritic stainless steel.
- Figure 4 shows the average anisotropy coefficient versus thickness for a cold rolled sheet of stabilized ferritic stainless steel.
- the carbon in solid or precipitated solution increases the resistance but at the same time reduces the aptitude for shaping.
- Carbon is also an element that increases the field of existence of the austenitic phase.
- the temperature from which the austenite is formed is even lower than the carbon content in solid solution is high.
- a sufficient temperature must be reached.
- the carbon content must be limited so that the recrystallization temperature of the ferrite is lower than the temperature at which the austenite is formed, in order to avoid the transformation of it to martensite during the rapid cooling following the continuous annealing. and which would strongly weaken the material.
- the carbon content must therefore be limited to 0.08% by weight to allow a good recrystallization of the material without risk of embrittlement by the appearance of martensite at cooling after continuous annealing and not to reduce the formability.
- nitrogen increases resistance characteristics.
- nitrogen such as carbon increases the field of existence of the austenitic phase and lowers the onset temperature of austenite on heating.
- the nitrogen content must be less than or equal to 0.08%. It will also be seen below that the carbon and nitrogen contents should be compared with those of titanium, niobium and zirconium in steel.
- manganese By combining with sulfur, manganese with a content greater than or equal to 0.02% improves hot ductility during steelmaking. However, manganese is a hardening element in solid solution and, from the point of view of formability, its content must be less than or equal to 1.1% by weight.
- Silicon promotes the stability of the ferritic phase and contributes to the deoxidation of steel. However, its content must be less than or equal to 1.1% in order to limit solid solution hardening which degrades hot ductility and cold formability.
- Sulfur and phosphorus are impurities that decrease hot ductility and formability. Phosphorus easily segregates at grain boundaries and decreases cohesion. In this respect, the sulfur and phosphorus contents must be less than or equal to 0.015% and 0.04% by weight, respectively.
- Chromium is an essential element for the stabilization of the ferritic phase and for increasing the resistance to corrosion.
- its minimum content must be greater than or equal to 10.5% in order to obtain a ferritic structure and a minimum resistance to corrosion. Its maximum content must however not exceed 25%, otherwise the mechanical resistance to the ambient temperature will be excessively increased and the fitness ability will be reduced consecutively. Molybdenum increases yield strength and breaking strength. However, beyond 3% by weight, the ductility and fitness to reduce too much.
- Copper also has a hardening effect. In excessive quantity, it reduces the ductility during hot rolling. As such, the copper content must be less than or equal to 1% by weight.
- the inventors have demonstrated that the content of stabilizing elements: titanium, zirconium, niobium of the steel, together with the carbon and nitrogen contents, determine the type of texture that can be obtained for the results. covered by the invention.
- the invention aims to manufacture stabilized or unstabilized ferritic stainless steel sheets:
- the steel does not contain enough stabilizing elements with respect to its carbon and nitrogen content, this being expressed by the fact that its contents, expressed by weight, in Ti, Nb, Zr, C , N satisfy: - + - + - ⁇ - + -.
- the aims fixed by the invention were achieved when the steel sheet had the following characteristics: an average size of ferritic grain at mid-thickness of the sheet of ac after hot rolling, or hot rolling and annealing, less than or equal to 50 ⁇ m in the direction of rolling, in which direction the grain has been lengthened by the deformation.
- the alpha fiber designates a crystallographic texture whose direction ⁇ 110> of the crystals is parallel to the rolling direction.
- the texture is characterized by a representation of the crystal orientation distribution function in Euler's Space, and a maximum alpha fiber intensity of less than or equal to 10 is defined when in all the grains having a direction ⁇ 110> parallel to the rolling direction within +/- 10 °, no orientation has an occurrence more than ten times higher than it would have if all the orientations of the grains were perfectly random.
- a maximum intensity of gamma fiber at mid-thickness of the cold-rolled and annealed sheet greater than or equal to 10.
- the gamma fiber designates a crystallographic texture whose ⁇ 111 ⁇ plane of crystals is parallel to the surface of prison. After X-ray diffraction on a plate, the texture is characterized by a representation of the crystal orientation distribution function in Euler's Space, and a maximum intensity of gamma fiber greater than or equal to 10 is defined when in the set of grains having a plane ⁇ 111 ⁇ parallel to the surface of the sheet to within +/- 10 °, at least one of the orientations has an occurrence at least ten times higher than that which it would have if all the orientations grains were perfectly random.
- the inventors have demonstrated that the objects of the invention are achieved when the parameter Pa, which characterizes the arithmetic mean of the corrugation of the sheet in the direction perpendicular to the rolling direction after pulling 15% in the rolling direction, is less than or equal to 5pm.
- a maximum intensity of alpha fiber at mid-thickness of the hot-rolled or hot-rolled and annealed sheet less than or equal to 10.
- the inventors have demonstrated that the objects of the invention are achieved in a particularly satisfactory manner, taking into account the thickness e of the sheet metal. steel when it satisfies: r +0,41 e> 1, 83 r denoting the average anisotropy coefficient defined above, e being expressed in millimeters.
- a steel is produced whose composition has been explained above. This preparation is followed by a casting of a semi-finished product, in ingots or continuously, for example in the form of slabs ranging from 150 to 250 mm in thickness. It is also possible to perform the casting in the form of thin slabs of a few tens of millimeters thick between contra-rotating steel rolls.
- This half-product is carried at a temperature T R between 1130 ° C and 1270X: the temperature must be limited to 1270 ° C so that the slab does not deform by creep in the heating furnace, T R must also be greater at 1130 ° C: in fact, the following rolling generally consists of a passage within a roughing mill or several passes in a roughing mill, then a passage within a finishing mill or several passes within a reversible finisher of the Steckel type. The trains themselves comprise different mill stands, so that the reduction in thickness is effected by the successive passage within these different cages. Asymmetric hot rolling is carried out at least during two passes in the finishing train or in the Steckel rolling mill. If the temperature T R were lower than 1130 ° C, it could not be ensured that the end-of-rolling temperature TFL is carried out within the precise temperature range which will be presented below.
- asymmetrical lamination designates a lamination in which there is a relative difference AV of circumferential speed between the lower roll working and the upper working cylinder, rolls in which is laminated the half-product.
- ⁇ ⁇ 1--.
- asymmetric hot rolling has the effect of introducing a shear component into the rolled product.
- the inventors have demonstrated that the characteristics described above, in terms of texture, average grain size at mid-thickness, anisotropy coefficient, and corrugation parameter, were obtained when the rolling consisted of at least two asymmetric rolling steps in the finishing train or in the Steckel rolling mill.
- the deformation energy in the semi-finished product is maximized as much as possible, avoiding possible restoration.
- the method is therefore advantageously implemented by performing asymmetric rolling under the conditions of the invention during the last and the penultimate step of hot rolling.
- the process may include more than two asymmetric rolling steps, which enhances the shear deformation, but a minimum of two steps must always be followed.
- the inventors have demonstrated that the following conditions must be simultaneously observed, so as to create a particular rate of shear critical deformation in a precise temperature range:
- the relative deformation during each of the asymmetrical rolling stages must be greater than or equal to 10% in order to ensure sufficient shear.
- the relative deformation is defined by the ratio: (thickness of the product immediately before rolling to the step in question - thickness of the product immediately after rolling at the stage under consideration) / (thickness of the product immediately before rolling at the stage in question).
- the absolute value of the relative difference ⁇ / ⁇ of circumferential speed between the lower working cylinder and the upper working cylinder during each of the asymmetrical rolling steps must be between 10 and 60%. Below 10%, the shear rate is not sufficient to obtain the desired grain size and textures. However, beyond 60%, the large shear leads to a flatness of the band before the next pass of hot rolling or before winding, which is no longer satisfactory.
- the end temperature of rolling T F L must be between 1000X and 750 ° C: above 1000 ° C, the work hardening is insufficient to allow subsequent optimal recrystallization, which decreases the efficiency of the process. Below 750 ° C, oxide is embedded in the sheet during hot rolling because its hardness becomes too high compared to that of steel.
- this hot rolled product is then rolled at a temperature T B0 b of between 400 and 950 ° C. to obtain a hot-rolled sheet: this temperature range makes it possible to obtain optimal recrystallization during the quasi-isothermal maintenance that is undergone the coil after the winding is to retain sufficient work hardening for optimal recrystallization during the subsequent annealing. It also makes it possible to avoid the appearance of surface defects at temperatures T BO b lower than 400 ° C.
- This method of manufacturing hot-rolled sheets is well suited to the stabilized ferritic stainless steels defined above. It can be advantageously supplemented by continuous annealing by dynamic passage of the strip within an oven, this then in a temperature range TRI of 850 ° C to 1150 ° C. This gives a hot rolled annealed strip which has a perfect recrystallization.
- the above process may lead to the local occurrence of martensite; the hot-rolled sheet is then advantageously annealed by performing a slow annealing (or "annealing closed vessel" of the coil) at a temperature T R of between 700 and 900 ° C: this temperature range allows the transformation of martensite into ferrite and chromium carbides, as well as the homogenization of the chromium content of the matrix.
- a slow annealing or "annealing closed vessel” of the coil
- hot-rolled or hot-rolled sheets are first produced and annealed according to the method described above.
- Example 1 Non-stabilized ferritic stainless steel
- a non-stabilized ferritic stainless steel has been developed, the composition of which, expressed in weight percent, is shown in the table below.
- the product was cast as slab 210mm thick.
- the slab was reheated to 1200 ° C and then hot rolled to the roughing mill to obtain a 30 mm thick blank with a temperature of 1070 ° C.
- This blank was subjected to six-pass finishing hot rolling under different conditions where:
- the average mid-thickness grain size of the sheets in the rolling direction was determined by means of scanning electron microscope observations and image analysis quantization.
- the thickness of fiber a at mid-thickness was determined for hot-rolled or hot-rolled sheet and annealed at T R1 , and that of gamma fiber at mid-thickness for cold-rolled and heat-treated sheet.
- TR2 by the texture X-ray diffraction technique and a calculation of the orientation distribution function.
- the average anisotropy coefficient r was determined by taking tensile specimens of 20 x 80 mm 2 in the parallel, perpendicular and 45 ° directions with respect to the rolling direction, and determining the coefficients of anisotropy r 0 , r 90 , r 45 at 10% elongation.
- the corrugation parameter P a was determined by the following technique: after application of a tensile deformation of 15% in the rolling direction of a specimen of dimensions 50 ⁇ 300 mm 2 , a probing with a mechanical roughness meter in the direction transverse to the rolling, then a correction in order to subtract the macroscopic transverse profile of the specimen and the initial roughness before deformation.
- Pa is the arithmetic mean of all the values of the profile thus obtained. The result is considered satisfactory when Pa ⁇ 5pm.
- FIG. 1a illustrates that the average grain size at mid-thickness of ac of unstabilized ferritic stainless steel sheet, hot rolled and annealed under the conditions of the invention, is less than 50 microns, whereas a hot-rolled and annealed sheet under reference conditions is greater than 50 microns, as shown in Figure 1b.
- tests 8a, 9a lead to a half-thickness alpha fiber texture of the sheet characteristic of a non-recrystallized state and simply restored, having undergone mainly flat compression.
- Asymmetric hot rolling performed with a pass reduction rate greater than 10% leads to almost random texture, and therefore with a low intensity of the alpha fiber, which comes from a virtually undirected recrystallization of the mid-thickness of the material.
- Asymmetric rolling achieved with a relative circumferential velocity difference ⁇ AVI between the lower work roll and the upper work roll of greater than 0.6 leads to a too great flatness defect after hot rolling and before winding .
- Hot rolling ending at a temperature below 750 ° C leads to oxide encrustations degrading the surface condition of the sheet.
- hot rolling with two asymmetric rolling passes with more than 10% reduction per pass results in a more intense and concentrated gamma fiber texture than symmetrical hot rolling.
- This difference in texture on cold-rolled and annealed sheets comes from the pre-existing difference in texture in hot-rolled and annealed sheets.
- the more random texture in the asymmetrically hot-rolled sheet promotes the formation of gamma-oriented grains during annealing at the temperature T R2 .
- the presence of the alpha fiber in the symmetrically hot-rolled sheet limits the formation of gamma-oriented grains during recrystallization during annealing.
- the average anisotropy is higher on the cold-rolled and annealed sheet which has been obtained thanks to an asymmetrical hot rolling carried out with more than 10% reduction per pass, than on the finished product resulting from rolling.
- symmetrical hot comes from the intensification and concentration of the gamma fiber consecutive to asymmetric hot rolling.
- Figure 3 illustrates the relationship between the average anisotropy coefficient r and the thickness of the cold-rolled and annealed sheets.
- the sheets manufactured according to the invention satisfy the condition: r +0.21 e> 1, 33. At a given thickness, they have a better coefficient of average anisotropy than sheets manufactured under reference conditions.
- the roping, quantified by the value P a is lower on the cold-rolled sheet and annealed under the conditions of the invention. This decrease in roping is due to the decrease in the length of the grain bands of the same orientations by asymmetric hot rolling carried out under the conditions of the invention.
- the grains at mid-thickness of the hot-rolled, or hot-rolled and annealed sheet are of large size, of average size d at > 50 ⁇ m, as shown in FIG. FIG. 1b.
- Cold rolling further increases the grain size in the rolling direction and leads to a very elongated strip where all the grains which recrystallize during the annealing at the temperature TR2 of the cold-rolled strip will have close orientations.
- the invention makes it possible to limit the grouping of recrystallized and weakly disoriented grains originating from the same original grain before recrystallization.
- the grain size at mid-thickness d a c is less than or equal to 50 ⁇ , as illustrated in FIG. 1a.
- the length of the strips is greatly reduced, and can significantly reduce the level of roping.
- a stabilized ferritic stainless steel has been developed whose composition, expressed as a percentage by weight, is shown in Table 5.
- Table 5 A stabilized ferritic stainless steel has been developed whose composition, expressed as a percentage by weight, is shown in Table 5.
- the product was cast as slab 210mm thick.
- the slab was reheated to 1200 ° C and then hot rolled to the roughing mill to obtain a 30 mm thick blank with a temperature of 1060 ° C.
- This was then subjected to six-pass finishing hot rolling under different conditions where the relative deformations ⁇ were varied during the different rolling steps to determine the absolute value of the circumferential relative difference in speed.
- the hot-rolled sheets thus obtained have a thickness of 3 mm.
- These hot-rolled sheets were either continuously annealed at a TRI temperature of 920 ° C. for the sheets wound at 600 ° C. or 700 ° C., then etched off or only pickled for sheet metal wound at 800 ° C.
- the grain size d a c of hot-rolled, or hot-rolled and annealed sheet is less than or equal to 50 ⁇ m, as shown in FIG. 2a. It is greater than 50 microns for reference conditions, as illustrated in Figure 2b.
- Figure 4 illustrates the relationship between the average anisotropy coefficient r and the thickness of the cold rolled and annealed sheets. It is noted that the plates manufactured according to the invention satisfy the condition: r +0.41 e> 1, 83. At a given thickness, the sheets according to the invention have a coefficient higher average anisotropy than sheet manufactured under reference conditions.
- the invention is therefore of a general nature insofar as it applies both to unstabilized ferritic stainless steels and to stabilized ferritic stainless steels.
- the invention will be implemented profitably for the manufacture of parts, accessories or household appliances, household appliances, individual or collective equipment, parts used in the fields of automotive, thermal, building and industry.
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Abstract
L'invention concerne une tôle laminée à chaud, ou laminée à chaud et recuite, en acier inoxydable ferritique fabriquée par un procédé comprenant au moins deux étapes de laminage à chaud asymétrique, l'acier comprenant en pourcentage pondéral : 0,001 %≤C ≤ 0,08 %, N ≤ 0,08 %, 0,02 %≤Mn ≤ 1,1 %, Si ≤ 1,1 %, P ≤ 0,04 %, S ≤ 0,015 %, 10,5 % ≤ Cr ≤ 25 %, Mo ≤ 3 %, Cu ≤ 1 %, Ti ≤ 1 %, Zr ≤ 1 %, Nb ≤ 1 %, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration. La tôle a une taille moyenne de grains à mi-épaisseur dans le sens du laminage dac, inférieure ou égale à 50μm.
Description
ACIER INOXYDABLE FERRITIQUE A HAUTES CARACTERISTIQUES
D'EMBOUTISSABILITE
L'invention concerne des tôles d'aciers inoxydables ferritiques présentant une haute emboutissabilité en rétreint et une faible sensibilité au défaut de « roping » ou de « chiffonnage », utilisables pour la fabrication de pièces, d'accessoires ou d'appareils ménagers, électroménagers, d'équipements individuels ou collectifs, de pièces utilisables dans les domaines de l'automobile, de la thermique, du bâtiment et de l'industrie. L'invention concerne également un procédé de fabrication de telles tôles d'aciers inoxydables ferritiques.
Les aciers inoxydables ferritiques se développent en particulier grâce à un coût moindre par rapport aux aciers inoxydables austénitiques, ces derniers comprenant notamment des additions coûteuses de nickel : ainsi la nuance d'acier austénitique la plus courante EN 1.4301 ou AISI 304, contient au moins 8% de nickel.
Le développement des aciers inoxydables ferritiques est néanmoins freiné par la limitation de certaines de leurs propriétés, en particulier leur faible ductilité comparée à celle des aciers inoxydables austénitiques et par l'apparition éventuelle d'un défaut appelé « chiffonnage », ou « roping » ou encore « ridging ». Ce défaut se manifeste lors de la mise en forme à froid, par exemple lors d'une opération d'emboutissage de tôles, par l'apparition localisée et prématurée de bandes parallèles à la direction de laminage formant un micro-relief ou des ondulations. Il est non seulement préjudiciable à l'aspect de la pièce, mais également associé à une moindre emboutissabilité.
La faible ductilité des aciers inoxydables ferritiques limite donc les possibilités de mise en forme de pièces. Pour le procédé d'emboutissage en particulier, leur capacité d'expansion pure (cas d'une tôle bloquée par un serre-flan dans une presse d'emboutissage) reste limitée, mais est compensée par une capacité de déformation en rétreint (cas d'un emboutissage d'une tôle glissant sous le serre-flan sans expansion sur la tête plate d'un poinçon) bien supérieure à celle des aciers inoxydables austénitiques. L'adaptation de la
forme des pièces pour favoriser le mode de déformation en rétreint conjuguée à une amélioration des propriétés d'emboutissabilité en rétreint et à une diminution de la sensibilité au chiffonnage des aciers inoxydables ferritiques, permet donc le développement de ces aciers dans la mesure ou les solutions proposées sont économiquement viables.
Parmi les solutions proposées, le brevet EP1225242 décrit un procédé destiné à augmenter le coefficient d'anisotropie r (on sait que ce coefficient , caractérisant la résistance à l'amincissement est lui-même corrélé avec l'amélioration de l'emboutissabilité en rétreint) des aciers inoxydables ferritiques, les principales étapes de ce procédé consistant à :
- chauffer à 1000-1200°C une brame d'acier inoxydable ferritique de composition définie,
- effectuer au moins une passe au laminoir dégrossisseur à un taux de réduction supérieur à 35% pour assurer une bonne recristallisation de l'ébauche,
- effectuer au moins une passe au laminoir finisseur à basse température (700°C à 800°C) à un taux de réduction de 20 à 40% afin d'augmenter l'écrouissage,
- effectuer un recuit de la bande à chaud, un premier laminage à froid, un recuit intermédiaire, un deuxième laminage à froid et un recuit final dans les conditions suivantes :
- avec un taux de réduction total entre 80 et 90% réparti de façon équilibrée entre les deux étapes de laminage à froid
- avec une température de recuit final de 850°C à 1050°C permettant une recristallisation complète du produit sans croissance excessive du grain (indice de taille de grain G> 6) ni remise en solution des carbures.
De cette façon il est possible d'obtenir une texture cristallographique se rapprochant de la fibre gamma idéale {1 ,1 ,1} <u,v,w>, plus simplement définie par un rapport d'intensité des raies de rayon X {222} / {200} élevé conduisant à un coefficient d'anisotropie moyenne élevée (r = (ro+2r45+r9o)/4) favorable à l'emboutissage en rétreint.
Dans le cas d'un acier inoxydable ferritique non stabilisé, comme défini par la norme EN 1.4016, ce procédé s'avère peu efficace pour différentes raisons :
- le recuit de la bande laminée à chaud, alors sous forme de bobine, a également pour fonction de transformer la martensite éventuellement présente, en ferrite et en carbures de chrome. Le recuit vise à une homogénéisation de la teneur en chrome autour de ces carbures de chrome pour éviter la corrosion intergranulaire au cours de l'opération de décapage chimique qui suit le recuit de la bobine laminée à chaud. La diffusion du chrome dans les zones déchromées autour des carbures nécessitant un maintien de plusieurs heures à 800°C, le recuit de la bobine laminée à chaud ne peut donc pas être effectué en continu dans un four à passage mais sous cloche dans un four de recuit vase clos. Lors de la montée lente en température de la bobine au cours du recuit vase clos, une restauration s'effectue à mi-épaisseur du produit qui ne permet plus à la recristallisation de se produire.
- lors du recuit final dans un four à passage après le second laminage à froid, la température maximale possible est limitée par la formation d'austénite au delà de 850°C qui se transforme en martensite au cours du refroidissement et dégrade la ductilité et l'emboutissabilité. La température maximale permettant d'éviter la formation de martensite au cours du refroidissement n'est pas assez élevée pour obtenir une croissance suffisante des grains et atteindre une taille de grain optimale. Ceci conduit à une texture cristallographique comprenant une fibre gamma décalée (c'est à dire dont le maximum d'intensité n'est pas sur la fibre gamma mais sur une orientation décalée d'environ 10° par rapport à {h,k,l} = {1 ,1 ,1}) et peu intense, ainsi que des orientations de type «cube», qui sont néfastes à l'emboutissabilité en rétreint.
Dans le cas général des aciers inoxydables ferritiques non stabilisés ou stabilisés au Ti, au Nb ou au Zr, les solutions connues pour améliorer l'emboutissabilité sont limitées par:
- la dégradation de l'aspect de surface : la baisse de la température de fin de laminage à chaud génère des incrustations d'oxydes dans la bande laminée à chaud car l'écart de dureté entre l'oxyde et le métal augmente
lorsque la température baisse ce qui facilite l'incrustation de l'oxyde dans la bande.
- le format limite qui peut être atteint par laminage à chaud (largeur maximale / épaisseur minimale) est réduit par l'augmentation de l'effort de laminage due à la baisse de température de fin de laminage à chaud.
- le coût excessif d'un laminage à froid réalisé en deux étapes avec recuit intermédiaire qui ne se justifie que pour des produits très minces et haut de gamme qui ne représentent qu'un marché limité.
Les moyens connus pour limiter le défaut de roping des aciers inoxydables ferritiques consistent à :
- augmenter la proportion de grains équiaxes de la brame coulée par différents moyens : brassage électromagnétique, précipitation au cours de la solidification de différents type de précipités : les brevets EP 1491646 et EP0924313 décrivent ainsi des aciers inoxydables ferritiques comportant respectivement une dispersion d'oxydes contenant du magnésium, ou d'oxydes de titane associés à des nitrures de titane, ces précipités servant ensuite de germes pour favoriser une solidification équiaxe.
- effectuer un laminage à froid en deux étapes avec un recuit intermédiaire de recristallisation, comme le décrit le brevet EP 1225242.
- Pour des nuances non stabilisées comme celles de la norme EN 1.4016, effectuer un recuit d'une bande laminée à chaud à une température supérieure à 900°C de façon à obtenir une structure austéno-ferritique, refroidir rapidement pour former partiellement de la martensite, laminer à froid ce produit, puis effectuer un recuit pour décomposer la martensite. Ce procédé est décrit dans les brevets GB1209345 et US3653981.
Ces moyens sont cependant aussi limités pour différentes raisons :
- l'obtention d'une brame à structure 100% équiaxe ne garantit pas l'absence totale de roping.
- comme on l'a précédemment exposé, le laminage à froid en deux étapes avec un recuit intermédiaire ne concerne que des produits particuliers car d'un coût excessif
- le laminage à froid d'un produit contenant de la martensite dégrade fortement la ductilité et l'emboutissabilité du produit après recuit final.
La présente invention a pour but de résoudre les problèmes mentionnés ci- dessus. Elle vise en particulier à mettre à disposition une tôle d'acier inoxydable ferritique présentant une bonne capacité de déformation en rétreint.
L'invention vise également à mettre à disposition une tôle d'acier inoxydable ferritique avec un coefficient d'anisotropie moyen r élevé.
La présente invention vise également à mettre à disposition un acier inoxydable ferritique peu sensible au défaut de roping, particulièrement dans le cas des tôles les plus minces,
Elle vise également à mettre à disposition une tôle d'acier inoxydable ferritique avec une texture cristallographique se rapprochant d'une fibre gamma idéale favorisant l'aptitude à l'emboutissage.
Elle vise encore à mettre à disposition une tôle avec une texture cristallographique ne présentant pas de longues bandes de grains d'orientations proches.
Elle vise également à obtenir une tôle d'acier présentant une bonne planéité après chaque passe de laminage à chaud afin de pouvoir poursuivre le laminage à chaud et d'effectuer sans difficulté le bobinage de la tôle.
Elle vise aussi à obtenir une tôle d'acier présentant un bon aspect de surface sans incrustations d'oxyde après laminage à chaud.
Elle vise encore à mettre à disposition un procédé de fabrication économique, applicable à une large gamme d'aciers inoxydables ferritiques et trouvant des applications dans les domaines du ménager, de l'électroménager, de la collectivité, de l'automobile, du bâtiment et de l'industrie.
Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle laminée à chaud, ou laminée à chaud et recuite, en acier inoxydable ferritique fabriquée par un procédé comprenant au moins deux étapes de laminage à chaud asymétrique, l'acier comprenant en pourcentage pondéral : 0,001 %<C < 0,08%, N < 0,08%, 0,02%<Mn < 1 ,1%, Si < 1 ,1%, P < 0,04%, S < 0,015%, 10,5%≤ Cr < 25%, Mo < 3%, Cu < 1%, Ti < 1%, Zr < 1%, Nb < 1%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la tôle
ayant une taille moyenne de grains à mi-épaisseur dans le sens du laminage dac inférieure ou égale à δθμητι.
A mi-épaisseur de la tôle laminée à chaud ou laminée à chaud et recuite, le maximum d'intensité de la fibre alpha à mi-épaisseur est préférentiellement inférieur ou égal à 10.
Selon un mode préférentiel, la tôle laminée à froid et recuite est telle que ses
Ti Nb Zr C N
teneurs en Ti, Nb, Zr, C, N satisfont à : — +— +— <— +— , et telle que
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l'intensité maximale de la fibre gamma à mi-épaisseur de la tôle est supérieure ou égale à 10.
Préférentiellement, la tôle laminée à froid et recuite est telle que les teneurs
Ti Nb Zr C N en Ti, Nb, Zr, C, et N de ladite tôle satisfont à :— +— +—≥— +— et telle
48 93 91 12 14
que l'intensité maximale de la fibre gamma à mi-épaisseur de la tôle est supérieure ou égale à 14.
La tôle laminée à froid et recuite, dont les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, N satisfont
Ti Nb Zr C N
à :— +— +— <— +— , satisfait préférentiellement à : r +0,21 e >1 ,33 , r
48 93 91 12 14
étant le coefficient d'anisotropie moyen et e l'épaisseur de la tôle, exprimée en millimètres.
La tôle laminée à froid et recuite, dont les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, et N
Ti Nb Zr C N
satisfont à : — +— +— >— +— , satisfait préférentiellement à : r +0,41 e
48 93 91 12 14 > 1.83 , r étant le coefficient d'anisotropie moyen et e l'épaisseur de la tôle, exprimée en millimètres.
La tôle laminée à froid et recuite présente préférentiellement une moyenne arithmétique Pa de l'ondulation de la tôle dans le sens perpendiculaire à la direction de laminage après traction de 15% dans la direction de laminage, inférieure ou égale à 5μηι.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud en acier inoxydable ferritique, comprenant les étapes successives selon lesquelles on approvisionne un acier de composition ci- dessus, puis on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier.
On porte ensuite le demi-produit à une température TR comprise entre 1130°C et 1270°C pour obtenir un demi-produit réchauffé puis on lamine à chaud le demi-produit, le laminage à chaud comportant au moins deux étapes de laminage asymétrique, la déformation relative au cours de chacune des étapes étant supérieure ou égale à 10%, la valeur absolue de la différence relative ΔΝ de vitesse circonférentielle entre le cylindre inférieur de travail et le cylindre supérieur de travail lors des étapes étant comprise entre 10% et 60%, la température de fin de laminage TFi_ étant comprise entre 750°C et 1000°C, de façon à obtenir un produit laminé à chaud. On bobine ensuite le produit laminé à chaud à une température Teob comprise entre 400°C et 950°C pour obtenir une tôle laminée à chaud.
Selon un mode particulier, on fabrique une tôle laminée à chaud et recuite en approvisionnant une tôle fabriquée selon le procédé ci-dessus, dont les
± teneurs en - Tr-i, Nb, Zr, C, N sat-is rfon .t a « :— Ti +— Nb +— Zr <— C +— N , puis on recuit
48 93 91 12 14
la tôle laminée à chaud à une température TRI comprise entre 700 et 900°C. Selon un mode particulier, on fabrique une tôle laminée à chaud et recuite en approvisionnant une tôle fabriquée selon le procédé ci-dessus, dont les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, N satisfont à :— +— +—≥— +— , puis on recuit
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la tôle laminée à chaud à une température TR1 comprise entre 850 et 1150°C. L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite en acier inoxydable ferritique, comprenant les étapes successives selon lesquelles on approvisionne une tôle laminée à chaud fabriquée selon le procédé ci-dessus, ou une tôle laminée à chaud et recuite fabriquée par l'un des procédés ci-dessus, puis on décape la tôle laminée à chaud ou laminée à chaud et recuite pour obtenir une tôle décapée. On lamine à froid la tôle décapée de façon à obtenir une tôle laminée à froid puis on recuit la tôle laminée à froid à une température TR2 comprise entre 700 et 1150°C.
L'invention a également pour objet l'utilisation de la tôle d'acier ci-dessus, ou fabriquée par un des procédés décrits ci-dessus, pour la fabrication de pièces d'appareils ménagers, électroménagers, d'équipements individuels ou
collectifs, de pièces utilisables dans les domaines de l'automobile, de la thermique, du bâtiment et de l'industrie.
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 jointes suivantes :
- La figure 1a) illustre la microstructure d'une tôle laminée à chaud et recuite d'un acier inoxydable ferritique non stabilisé fabriqué dans des conditions suivant l'invention ; par comparaison, la figure 1b) présente la microstructure d'un acier ferritique non stabilisé fabriqué dans des conditions de référence. - La figure 2a) illustre la microstructure d'une tôle laminée à chaud et recuite d'un acier inoxydable ferritique stabilisé fabriqué dans des conditions suivant l'invention ; la figure 2b) présente la microstructure d'un acier ferritique stabilisé fabriqué dans des conditions de référence.
La figure 3 présente le coefficient d'anisotropie moyen en fonction de l'épaisseur, pour une tôle laminée à froid d'acier inoxydable ferritique non stabilisé.
La figure 4 présente le coefficient d'anisotropie moyen en fonction de l'épaisseur, pour une tôle laminée à froid d'acier inoxydable ferritique stabilisé.
En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone en solution solide ou précipité, augmente la résistance mais diminue simultanément l'aptitude à la mise en forme. Par ailleurs le carbone est un élément qui augmente le domaine d'existence de la phase austénitique. La température à partir de laquelle l'austénite se forme est d'autant plus basse que la teneur en carbone en solution solide est élevée. Cependant, pour permettre la recristallisation lors du recuit continu de la tôle laminée à froid, une température suffisante doit être atteinte. La teneur en carbone doit être limitée pour que la température de recristallisation de la ferrite soit inférieure à la température à laquelle l'austénite se forme, afin d'éviter la transformation de celle-ci en martensite lors du refroidissement rapide qui suit le recuit continu et qui fragiliserait fortement le matériau. La teneur en carbone doit donc être limitée à 0,08% en poids pour permettre une bonne recristallisation du matériau sans risque de fragilisation par l'apparition de martensite au
refroidissement après recuit continu et pour ne pas diminuer la formabilité. Cependant, une teneur en carbone excessivement basse, au dessous de 0,001%, conduit à une augmentation du coût de production.
Comme le carbone, l'azote augmente les caractéristiques de résistance. Cependant, l'azote comme le carbone augmente le domaine d'existence de la phase austénitique et baisse la température d'apparition de l'austénite au chauffage. Afin de limiter les risques de fragilisation par la formation de martensite au refroidissement, la teneur en azote doit être inférieure ou égale à 0,08%. On verra également ci-dessous que les teneurs en carbone et en azote doivent être mises en regard avec celles en titane, niobium et zirconium de l'acier.
En se combinant avec le soufre, le manganèse en teneur supérieure ou égale à 0,02% améliore la ductilité à chaud lors de la fabrication de l'acier. Cependant, le manganèse est un élément durcissant en solution solide et, du point de vue de la formabilité, sa teneur doit être inférieure ou égale à 1 ,1 % en poids.
Le silicium promeut la stabilité de la phase ferritique et contribue à la désoxydation de l'acier. Cependant, sa teneur doit rester inférieure ou égale à 1 ,1% afin de limiter le durcissement en solution solide qui dégrade la ductilité à chaud et la formabilité à froid.
Le soufre et le phosphore sont des impuretés qui diminuent la ductilité à chaud et la formabilité. Le phosphore ségrége facilement aux joints de grains et diminue leur cohésion. A ce titre, les teneurs en soufre et phosphore doivent être respectivement inférieures ou égales à 0,015% et 0,04% en poids.
Le chrome est un élément essentiel pour la stabilisation de la phase ferritique et pour accroître la résistance à la corrosion. En liaison avec les autres éléments de la composition, sa teneur minimale doit être supérieure ou égale à 10,5% afin d'obtenir une structure ferritique et une résistance minimale à la corrosion. Sa teneur maximale ne doit pas cependant excéder 25% sous peine d'augmenter excessivement la résistance mécanique à l'ambiante et de diminuer consécutivement l'aptitude à la mise en forme.
Le molybdène accroît la limite d'élasticité et la résistance à la rupture. Cependant, au delà de 3% en poids, la ductilité et l'aptitude à la mise en forme diminuent de façon trop importante.
Le cuivre a également un effet durcissant. En quantité excessive, il diminue la ductilité lors du laminage à chaud. A ce titre, la teneur en cuivre doit donc être inférieure ou égale à 1% en poids.
Les inventeurs ont mis en évidence que la teneur en éléments stabilisants : titane, zirconium, niobium de l'acier, conjointement avec les teneurs en carbone et en azote, déterminent le type de texture qu'il est possible d'obtenir en vue des résultats visés par l'invention.
En raison de leurs faibles solubilités dans la ferrite, le carbone et l'azote précipitent sous forme de carbures M23C6 et de nitrures Cr2N à une température inférieure à 900°C. Cette précipitation généralement située aux joints de grains conduit à un appauvrissement en chrome au voisinage de ces joints et donc à une sensibilisation à la corrosion intergranulaire. Cette sensibilisation peut se rencontrer en particulier dans les zones affectées par la chaleur en soudage qui ont été réchauffées à très haute température. Ce phénomène de sensibilisation peut être évité par l'addition d'éléments formant des nitrures, des carbures ou des carbonitrures très stables thermiquement. De cette façon, on réduit le plus possible le carbone et l'azote en solution et on évite ainsi une précipitation ultérieure de carbures et de nitrures de chrome. Le titane, le niobium et le zirconium jouent ainsi ce rôle d'éléments stabilisants.
L'invention vise à la fabrication de tôles d'aciers inoxydables ferritiques, stabilisés ou non stabilisés :
- Dans le premier cas, l'acier ne contient pas suffisamment d'éléments stabilisants par rapport à sa teneur en carbone et en azote, ceci étant exprimé par le fait que ses teneurs, exprimées en poids, en Ti, Nb, Zr, C, N satisfont à :— +— +— <— +—. Les inventeurs ont alors mis en évidence
48 93 91 12 14
que les buts fixés par l'invention étaient atteints lorsque la tôle d'acier présentait les caractéristiques suivantes :
- une taille moyenne de grain ferritique à mi-épaisseur de la tôle dac après laminage à chaud, ou laminage à chaud et recuit, inférieure ou égale à 50μιη dans le sens du laminage, direction dans laquelle le grain a été le plus allongé par la déformation.
- une intensité maximale de fibre alpha à mi-épaisseur de la tôle laminée à chaud ou laminée à chaud et recuite inférieure ou égale à 10. On rappelle que la fibre alpha désigne une texture cristallographique dont la direction <110> des cristaux est parallèle à la direction de laminage. Après diffraction des rayons X sur une tôle, on caractérise la texture par une représentation de la fonction de distribution d'orientation des cristaux dans l'Espace d'Euler, et on définit une intensité maximale de fibre alpha inférieure ou égale à 10 lorsque dans l'ensemble des grains ayant une direction <110> parallèle à la direction de laminage à +/- 10° près, aucune orientation ne présente une occurrence plus de dix fois plus élevée que celle qu'elle aurait si toutes les orientations des grains étaient parfaitement aléatoires.
- une intensité maximale de fibre gamma à mi-épaisseur de la tôle laminée à froid et recuite, supérieure ou égale à 10. On rappelle que la fibre gamma désigne une texture cristallographique dont le plan {111} des cristaux est parallèle à la surface de la tôle. Après diffraction des rayons X sur une tôle, on caractérise la texture par une représentation de la fonction de distribution d'orientation des cristaux dans l'Espace d'Euler, et on définit une intensité maximale de fibre gamma supérieure ou égale à 10 lorsque dans l'ensemble des grains ayant un plan {111} parallèle à la surface de la tôle à +/- 10° près, au moins une des orientations présente une occurrence au moins dix fois plus élevée que celle qu'elle aurait si toutes les orientations des grains étaient parfaitement aléatoires.
De plus, dans le cas d'une tôle laminée à froid et recuite, les inventeurs ont mis en évidence que les buts de l'invention sont atteints d'une manière particulièrement satisfaisante, en prenant en compte l'épaisseur e de la tôle d'acier mise en œuvre, lorsque celle-ci satisfait à : r +0,21 e >1 ,33
Dans cette expression, e est exprimée en millimètres, et r désigne le coefficient d'anisotropie moyen, c'est à dire r - (r0 + r90 + 2 r45) / 4, avec : r0 : coefficient de Lankford dans la direction parallèle à la direction de laminage
r90 : coefficient de Lankford dans la direction perpendiculaire à la direction de laminage
r45 : coefficient de Lankford dans la direction faisant un angle de 45° par rapport à la direction de laminage
Enfin, dans le cas d'une tôle laminée à froid et recuite, les inventeurs ont mis en évidence que les buts de l'invention sont atteints quand le paramètre Pa, qui caractérise la moyenne arithmétique de l'ondulation de la tôle dans le sens perpendiculaire à la direction de laminage après traction de 15% dans la direction de laminage, est inférieur ou égal à 5pm.
- Dans le second cas, lorsque l'acier est suffisamment stabilisé par rapport à sa teneur en carbone et en azote, c'est à dire lorsque ses teneurs, exprimées en poids, en Ti, Nb, Zr, C, N satisfont à :— +— +—>— +—, les
48 93 91 12 14 inventeurs ont mis en évidence que les buts fixés par l'invention étaient atteints lorsque la tôle d'acier présentait les caractéristiques suivantes :
- une taille moyenne de grain ferritique à mi-épaisseur de la tôle dac après laminage à chaud ou après laminage à chaud et recuit inférieure à
50μηη dans le sens du laminage, direction dans laquelle le grain a été le plus allongé par la déformation.
- une intensité maximale de fibre alpha à mi-épaisseur de la tôle laminée à chaud ou laminée à chaud et recuite, inférieure ou égale à 10.
- une intensité maximale de fibre gamma à mi-épaisseur de la tôle laminée à froid et recuite, supérieure ou égale à 14
De plus, dans le cas d'une tôle laminée à froid et recuite, les inventeurs ont mis en évidence que les buts de l'invention sont atteints d'une manière particulièrement satisfaisante, en prenant en compte l'épaisseur e de la tôle d'acier mise en œuvre, lorsque celle-ci satisfait à : r +0,41 e >1 ,83
r désignant le coefficient d'anisotropie moyen défini ci-dessus, e étant exprimée en millimètres.
Enfin, dans le cas d'une tôle laminée à froid et recuite, les inventeurs ont mis en évidence que les buts de l'invention sont atteints quand le paramètre Pa défini ci-dessus, est inférieur ou égal à 5μπι.
La mise en œuvre du procédé de fabrication selon l'invention est la suivante :
On élabore un acier dont la composition a été exposée ci-dessus. Cette élaboration est suivie d'une coulée d'un demi-produit, en lingots ou en continu, par exemple sous forme de brames allant de 150 à 250 mm d'épaisseur. On peut également effectuer la coulée sous forme de brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur entre cylindres d'acier contra-rotatifs. On porte ce demi-produit à une température TR comprise entre 1130°C et 1270X : la température doit être limitée à 1270°C afin que la brame ne se déforme pas par fluage dans le four de réchauffage, TR doit également être supérieure à 1 130°C : en effet, le laminage qui va suivre est constitué généralement d'un passage au sein d'un train de laminage dégrossisseur ou de plusieurs passages au sein d'un laminoir dégrossisseur, puis d'un passage au sein d'un train de laminage finisseur ou de plusieurs passages au sein d'un finisseur réversible de type Steckel. Les trains comportent eux-mêmes différentes cages de laminoirs si bien que la réduction d'épaisseur s'effectue par le passage successif au sein de ces différentes cages. Le laminage à chaud asymétrique est réalisé au moins au cours de deux passes dans le train finisseur ou dans le laminoir Steckel. Si la température TR était inférieure à 1 130°C, on ne pourrait garantir que la température de fin de laminage TFL soit effectuée dans la gamme de température précise qui va être présentée ci-dessous.
Les dernières étapes de laminage à chaud sont particulièrement importantes pour la réalisation de l'invention : en premier lieu, on met en œuvre un laminage asymétrique, ce qui désigne un laminage dans lequel il existe une différence relative AV de vitesse circonférentielle entre le cylindre inférieur de travail et le cylindre supérieur de travail, cylindres au sein desquels est laminé
le demi-produit. Ces conditions de laminage asymétrique peuvent être obtenues avec des diamètres de cylindre inférieur et supérieur différents ou avec une vitesse de rotation différente des cylindres inférieur et supérieur, ces possibilités pouvant être combinées. Dans le cas de cylindres avec deux diamètres différents Di et D2, avec Di>D2, on définit :
AV= 1-— . Lorsque les cylindres ont deux vitesses de rotation différentes,
A
y
Vi et V2, avec Vi>V2, on définit : Δ\ = 1-— . Dans tous les cas, le laminage à chaud asymétrique a pour effet d'introduire une composante de cisaillement au sein du produit laminé. Les inventeurs ont mis en évidence que les caractéristiques exposées ci-dessus, en termes de texture, de taille moyenne de grain à mi-épaisseur, de coefficient d'anisotropie, de paramètre d'ondulation, étaient obtenues lorsque le laminage comportait au moins deux étapes de laminage asymétrique dans le train finisseur ou dans le laminoir Steckel. En terminant le laminage à chaud par ces étapes de laminage asymétrique, on accroît au maximum l'énergie de déformation dans le demi- produit en évitant une restauration éventuelle. On mettra donc avantageusement le procédé en œuvre en effectuant le laminage asymétrique dans les conditions de l'invention lors de la dernière et de l'avant-dernière étape de laminage à chaud. Le procédé peut comprendre plus de deux étapes de laminage asymétrique, ce qui renforce la déformation de cisaillement, mais un minimum de deux étapes doit toujours être respecté. Les inventeurs ont mis en évidence que les conditions suivantes doivent être simultanément respectées, de façon à créer un taux particulier de déformation critique par cisaillement dans une gamme de température précise :
- la déformation relative au cours de chacune des étapes de laminage asymétrique doit être supérieure ou égale à 10% afin d'assurer un cisaillement suffisant. Pour chacune des étapes de laminage, la déformation relative est définie par le rapport : (épaisseur du produit immédiatement avant laminage à l'étape considéré - épaisseur du produit immédiatement après
laminage à l'étape considérée) / (épaisseur du produit immédiatement avant laminage à l'étape considérée).
- la valeur absolue de la différence relative ΙΔΝ/Ι de vitesse circonférentielle entre le cylindre inférieur de travail et le cylindre supérieur de travail lors de chacune des étapes de laminage asymétrique doit être comprise entre 10 et 60%. Au dessous de 10%, le taux de cisaillement n'est pas suffisant pour obtenir la taille de grain et les textures recherchées. Cependant, au delà de 60%, le cisaillement important conduit à une planéité de la bande avant la passe suivante de laminage à chaud ou avant le bobinage, qui n'est plus satisfaisante.
- la température de fin de laminage TFL doit être comprise entre 1000X et 750°C : au dessus de 1000°C, l'écrouissage est insuffisant pour permettre une recristallisation optimale ultérieure, ce qui diminue l'efficacité du procédé. Au dessous de 750°C, de l'oxyde s'incruste dans la tôle au cours du laminage à chaud car sa dureté devient trop élevée comparativement à celle de l'acier.
- on bobine ensuite ce produit laminé à chaud à une température TB0b comprise entre 400 et 950°C pour obtenir une tôle laminée à chaud : cette gamme de température permet soit d'obtenir une recristallisation optimale durant le maintien quasi-isotherme que subit la bobine après le bobinage soit de conserver un écrouissage suffisant pour une recristallisation optimale lors du recuit ultérieur. Elle permet d'autre part d'éviter l'apparition de défauts de surface à des températures TBOb plus basses que 400°C.
Ce mode de fabrication de tôles laminées à chaud est bien adapté aux aciers inoxydables ferritiques stabilisés définis ci-dessus. Il peut être avantageusement complété par un recuit en continu par passage dynamique de la bande au sein d'un four, ceci alors dans une gamme de température TRI de 850°C à 1150°C. On obtient alors une bande laminée à chaud et recuite qui présente une parfaite recristallisation.
Dans le cas d'aciers inoxydables ferritiques non stabilisés, le procédé ci- dessus peut conduire à l'apparition locale de martensite ; on recuit alors avantageusement la tôle laminée à chaud en effectuant un recuit lent (ou « recuit vase clos » de la bobine) à une température TR comprise entre 700
et 900°C : cette gamme de température permet la transformation de la martensite en ferrite et en carbures de chrome, ainsi que l'homogénéisation de la teneur en chrome de la matrice.
Lorsque l'on souhaite fabriquer des tôles de plus faible épaisseur, on fabrique tout d'abord des tôles laminées à chaud, ou laminées à chaud et recuites selon le procédé décrit ci-dessus.
Après décapage de ces tôles par un procédé connu en lui-même, on lamine celles-ci en appliquant par exemple un taux de réduction de 30 à 90%, afin d'obtenir une tôle laminée à froid. On recuit ensuite en continu la tôle laminée à froid à une température TR2 comprise entre 700 et 1150°C. On obtient alors de la sorte une tôle laminée à froid et recuite parfaitement recristallisée.
La présente invention va être maintenant illustrée à partir des exemples suivants donnés à titre non limitatif : Exemple 1 - acier inoxydable ferritique non stabilisé
On a élaboré un acier inoxydable ferritique non stabilisé dont la composition, exprimée en pourcentage pondéral, figure au tableau ci-dessous
C/12+N/14 = 0.006
Tableau 1 : Composition chimique de l'acier inoxydable ferritique non stabilisé
Le produit a été coulé sous forme de brame de 210mm d'épaisseur. La brame a été réchauffée à 1200°C puis laminée à chaud au laminoir dégrossisseur pour obtenir une ébauche de 30 mm d'épaisseur, dont la température était de 1070°C. Cette ébauche a été soumise à un laminage à chaud de finition en six passes dans différentes conditions où l'on a fait varier :
- les déformations relatives ε, au cours de ces étapes de laminage. La déformation à chaque étape est définie par la réduction en épaisseur du produit de part et d'autre de la cage de laminage considérée. Si e.
désigne l'épaisseur du produit après passage dans la cage (i), et e l'épaisseur du produit avant entrée dans la cage (i), alors : ε, = 1—— . ε5 désigne dans ce cas la déformation relative à l'avant-dernière étape de laminage, ZQ la déformation relative à la dernière étape de laminage.
- la valeur absolue ΙΔΝ/,Ι de la différence relative ΔΝ/j de vitesse circonférentielle entre le cylindre inférieur de travail et le cylindre supérieur de travail, au cours de chacune de ces étapes de laminage. Les étapes de laminage sont effectuées soit en condition symétrique (AV=0), soit en condition asymétrique.
- la température de fin de laminage TFi_
- la température de bobinage Tb0b-
Les détails relatifs à ces différentes conditions sont présentés au tableau
2.
Tableau 2. Conditions de laminage à chaud et de bobinage de l'acier inoxydable ferritique non stabilisé
Valeurs soulignées : non conformes à l'invention
I : Invention R : référence Les tôles laminées à chaud ainsi obtenues ont une épaisseur de 3 mm. Ces tôles laminées à chaud ont été ensuite recuites en vase clos à une température TRI de 800°C, puis décapées. On a ensuite laminé à froid ces tôles de façon à obtenir des tôles laminées à froid d'épaisseur e = 0,6mm, puis recuit celles-ci en continu à une température TR2 de 880°C.
Pour les tôles laminées à chaud de l'essai n°1 et de l'essai n°3, des essais supplémentaires ont été réalisés en effectuant un laminage à froid à épaisseur e= 0,3mm et à épaisseur e=2mm, les autres conditions de transformation à froid restant inchangées. Les détails relatifs aux différentes conditions de transformation à froid sont présentés au tableau 3.
Tableau 3. Conditions de laminage à froid et de recuit de l'acier inoxydable ferritique non stabilisé - 1 : Invention R : référence.
Les propriétés mécaniques des tôles et leurs microstructures ont été examinées à divers stades :
- sur les tôles laminées à chaud
- sur les tôles laminées à chaud et recuites à la température TRI
- sur les tôles laminées à froid et recuites à la température TR2
- On a déterminé la taille de grain moyenne à mi-épaisseur des tôles dans le sens de laminage au moyen d'observations au microscope électronique à balayage et d'une quantification par analyse d'images.
- On a déterminé l'intensité de la fibre a à mi-épaisseur pour les tôles laminées à chaud ou laminées à chaud et recuites à TR1 , et celle de la fibre gamma à mi-épaisseur pour les tôles laminées à froid et recuites à TR2 par la
technique de diffraction des rayons X en mode texture et par un calcul de la fonction de distribution des orientations.
- De plus, on a déterminé le coefficient d'anisotropie moyen r en prélevant des éprouvettes de traction de 20 x 80 mm2 dans les sens parallèle, perpendiculaire, et à 45° par rapport à la direction de laminage, et en déterminant les coefficients d'anisotropie r0, r90, r45 à 10% d'allongement.
- Le paramètre Pa d'ondulation a été déterminé par la technique suivante : après application d'une déformation par traction de 15% dans le sens du laminage d'une éprouvette de dimensions 50 x 300 mm2, on effectue un palpage avec un rugosimètre mécanique dans la direction transverse au laminage, puis une correction afin de soustraire le profil transversal macroscopique de l'éprouvette et la rugosité initiale avant déformation. Pa est la moyenne arithmétique de toutes les valeurs du profil ainsi obtenu. Le résultat est considéré comme satisfaisant lorsque Pa≤ 5pm.
- La planéité des tôles obtenues a été mesurée. Elle est jugée non satisfaisante lorsque la tôle posée à plat à l'une des ses extrémités présente une flèche qui dépasse 5cm, à une distance d'un mètre de cette extrémité dans la direction de laminage.
- L'état de surface de la tôle laminée à chaud a été observé visuellement afin de détecter la présence d'incrustations d'oxyde
Les résultats sont présentés au tableau 4.
La figure 1a illustre que la taille moyenne de grain à mi-épaisseur dac d'une tôle d'acier inoxydable ferritique non stabilisée, laminée à chaud et recuite dans les conditions de l'invention, est inférieure à 50 microns, alors qu'une tôle laminée à chaud et recuite dans des conditions de référence est supérieure à 50 microns, comme le montre la figure 1b.
Tableau 4. Résultats obtenus aux différents stades de la transformation de la tôle d'acier inoxydable ferritique non stabilisé.
résultats satisfaisants I * 1 : résultats non satisfaisants
I : Invention R : référence
Dans le cas des tôles laminées à chaud et recuites, on met en évidence que la taille de grain à mi-épaisseur dac> l'état de recristallisation et la texture dépendent fortement des conditions de laminage à chaud : contrairement au îo laminage à chaud symétrique qui conduit à une simple restauration lors du recuit, le laminage à chaud asymétrique permet une bonne recristallisation jusqu'à la mi-épaisseur du matériau grâce à un surcroit de déformation par cisaillement : en effet, le laminage à chaud symétrique (essais 1a, 1b, 1c, 2a) ou le laminage à chaud asymétrique réalisé avec une réduction par passe
15 inférieur à 10% (essais 8a, 9a) conduisent à une texture de fibre alpha à mi- épaisseur de la tôle caractéristique d'un état non recristallisé et simplement restauré, n'ayant subi majoritairement qu'une compression plane.
Le laminage à chaud asymétrique réalisé avec un taux de réduction par passe supérieur à 10% (essais 3a, 3b, 3c, 4a, 5a, 6a, 7a) conduit à une
texture pratiquement aléatoire, et donc avec une faible intensité de la fibre alpha, qui provient d'une recristallisation quasiment non orientée de la mi- épaisseur du matériau. Le laminage asymétrique réalisé avec une différence relative lAVI de vitesse circonférentielle entre le cylindre inférieur de travail et le cylindre supérieur de travail supérieure à 0,6 (essais 6a, 7a) conduit à un défaut de planéité trop important après laminage à chaud et avant bobinage. Un laminage à chaud se terminant à une température inférieure à 750°C (essais 2a, 5a, 7a, 9a) conduit à des incrustations d'oxyde dégradant l'état de surface de la tôle.
Au stade de la tôle laminée à froid et recuite à TR2, le laminage à chaud réalisé avec deux passes de laminage asymétrique avec plus de 10% de réduction par passe permet l'obtention d'une texture de fibre gamma plus intense et plus concentrée que le laminage à chaud symétrique. Cette différence de texture sur les tôles laminées à froid et recuites provient de la différence de texture préexistante dans les tôles laminées à chaud et recuites. La texture plus aléatoire dans la tôle laminée à chaud de façon asymétrique favorise la formation de grains d'orientation gamma au cours du recuit à la température TR2. Par contre, la présence de la fibre alpha dans la tôle laminée à chaud de façon symétrique limite la formation de grains d'orientation gamma lors de la recristallisation au cours du recuit.
A épaisseur donnée, l'anisotropie moyenne est plus élevée sur la tôle laminée à froid et recuite ayant été obtenue grâce à un laminage à chaud asymétrique réalisé avec plus de 10% de réduction par passe, que sur le produit fini issu d'un laminage à chaud symétrique. Cette différence vient de l'intensification et de la concentration de la fibre gamma consécutives au laminage à chaud asymétrique.
La figure 3 illustre la relation entre le coefficient d'anisotropie moyen r et l'épaisseur des tôles laminées à froid et recuites. On notera que les tôles fabriquées selon l'invention satisfont à la condition : r +0,21 e > 1 ,33. A épaisseur donnée, elles présentent un meilleur coefficient d'anisotropie moyen que des tôles fabriquées dans les conditions de référence.
Par ailleurs le roping, quantifié par la valeur Pa, est plus faible sur la tôle laminée à froid et recuite dans les conditions de l'invention. Cette baisse du roping est due à la diminution de la longueur des bandes de grains de mêmes orientations grâce au laminage à chaud asymétrique effectué dans les conditions de l'invention. Lors de la recristallisation au cours du recuit à la température TR2 de la bande laminée à froid, tous les grains issus d'un même grain de la tôle laminée à chaud et recuite ont des orientations proches. Dans le cas du laminage à chaud effectué dans des conditions de référence, les grains à mi-épaisseur de la tôle laminée à chaud, ou laminée à chaud et recuite, sont de grandes dimensions, de taille moyenne dac > 50pm comme le montre la figure 1b.. Le laminage à froid augmente encore la taille de grain dans la direction de laminage et conduit à une bande très allongée ou tous les grains qui recristallisent au cours du recuit à la température TR2 de la bande laminée à froid vont avoir des orientations proches. Lors d'une déformation, comme par exemple au cours de l'emboutissage de la tôle, le comportement mécanique de ces bandes de grains d'orientations proches va conduire à l'apparition d'ondulations perpendiculaires à la direction de laminage qui constituent le roping. Ces ondulations sont d'autant plus importantes que ces bandes de grains sont longues.
L'invention permet de limiter le groupement de grains recristallisés et faiblement désorientés provenant d'un même grain originel avant recristallisation.
Dans le cas d'une tôle laminée à chaud et recuite dans les conditions de l'invention, la taille des grains à mi-épaisseur dac est inférieure ou égale à 50μπι, comme l'illustre la figure 1a. Après laminage à froid et recuit ultérieurs, la longueur des bandes est fortement réduite, et permet de faire baisser significativement le niveau de roping.
Exemple 2 - acier inoxydable ferritique stabilisé
On a élaboré un acier inoxydable ferritique stabilisé dont la composition, exprimée en pourcentage pondéral, figure au tableau 5.
C N P S Mn Si Cr Mo Cu Ti Nb Zr
0,008 0,011 0,022 0,003 0,241 0,435 11 ,61 0,018 0,086 0,170 0,007 0,002
Ti/48 + Nb/93 + Zr/91 = 0.0036
C/12 + N/14 = 0.0014
Tableau 5 : Composition chimique de l'acier inoxydable ferritique stabilisé
Le produit a été coulé sous forme de brame de 210mm d'épaisseur. La brame a été réchauffée à 1200°C puis laminée à chaud au laminoir dégrossisseur pour obtenir une ébauche de 30 mm d'épaisseur, dont la température était de 1060°C. Celle-ci a été ensuite soumise à un laminage à chaud de finition en six passes dans différentes conditions où l'on a fait varier les déformations relatives ε, au cours des différentes étapes de laminage, la valeur absolue de la différence relative de vitesse circonférentielle lAVJ, la température de fin de laminage TFL, la température de bobinage Tbob- Les conditions de ces essais sont présentées au tableau 6.
Tableau 6. Conditions de laminage à chaud et de bobinage de Γ
inoxydable ferritique stabilisé
Valeurs soulignées : non conformes à l'invention
I : Invention R : référence
Les tôles laminées à chaud ainsi obtenues ont une épaisseur de 3mm. Ces tôles laminées à chaud ont été soit recuites en continu à une température TRI de 920°C pour les tôles bobinées à 600°C ou 700°C, puis décapées, soit
uniquement décapées pour les tôles bobinées à 800°C. On a ensuite laminé à froid ces tôles de façon à obtenir une tôle laminée à froid d'épaisseur e = 0,6mm, puis recuit celles-ci en continu à une température Τ[¾ de 950°C. Pour les tôles laminées à chaud de l'essai n°10 et de l'essai n°12, des essais supplémentaires ont été réalisés en effectuant un laminage à froid à épaisseur e= 0,3mm et à épaisseur e=2mm, les autres conditions de transformation à froid restant inchangées. Les détails relatifs aux différentes conditions de transformation à froid sont présentés au tableau 7.
Tableau 7. Conditions de laminage à froid et de recuit de l'acier inoxydable ferritique stabilisé - I : Invention R : référence
Les propriétés mécaniques des tôles et leur microstructure ont été examinées à divers stades :
- sur les tôles laminées à chaud
- sur les tôles laminées à chaud et recuites à la température TRI
- sur les tôles laminées à froid et recuites à la température TR2.
Les propriétés mécaniques, les microstructures et les textures ont été déterminées au moyen de caractérisations identiques à celles exposées dans l'exemple 1. Les résultats sont présentés au tableau 8.
On observe dans cet exemple 2 des résultats similaires à ceux obtenus sur acier inoxydable ferritique non stabilisé. On notera cependant que l'intensité de la fibre gamma à mi-épaisseur et le coefficient moyen d'anisotropie de la tôle laminée à froid et recuite, sont plus élevés dans le cas d'un acier inoxydable ferritique stabilisé.
Dans les conditions de l'invention, la taille de grain dac de la tôle laminée à chaud, ou laminée à chaud et recuite, est inférieure ou égale à 50pm, comme l'indique la figure 2a. Elle est supérieure à 50 microns pour les conditions de référence, comme l'illustre la figure 2b.
tôle d'acier inoxydable ferritique stabilisé.
résultats satisfaisants : résultats non satisfaisants
I : Invention R : référence
15 La figure 4 illustre la relation entre le coefficient d'anisotropie moyen r et l'épaisseur des tôles laminées à froid et recuites. On note que les tôles fabriquées selon l'invention satisfont à la condition : r +0,41 e > 1 ,83. A épaisseur donnée, les tôles selon l'invention présentent un coefficient
d'anisotropie moyen plus élevé que des tôles fabriquées dans les conditions de référence.
L'invention a donc un caractère général dans la mesure où elle s'applique aussi bien aux aciers inoxydables ferritiques non stabilisés qu'aux aciers inoxydables ferritiques stabilisés.
L'augmentation de l'intensité de la fibre gamma et de l'anisotropie moyenne, ainsi que la diminution du roping grâce au laminage asymétrique des aciers inoxydables ferritiques dans les conditions de l'invention, permettent d'améliorer la mise en forme en rétreint et d'obtenir un meilleur aspect de surface après déformation. Le laminage à chaud asymétrique permet ainsi de réaliser des pièces d'aspect conformées plus complexes et ne nécessitant pas d'opération ultérieure trop longue de polissage et d'avivage avec un l'état de surface désiré, brillant, glacé ou mat.
L'invention sera mise en œuvre avec profit pour la fabrication de pièces, d'accessoires ou d'appareils ménagers, électroménagers, d'équipements individuels ou collectifs, de pièces utilisables dans les domaines de l'automobile, de la thermique, du bâtiment et de l'industrie.
Claims
REVENDICATIONS
1 Tôle laminée à chaud, ou laminée à chaud et recuite, en acier inoxydable ferritique fabriquée par un procédé comprenant au moins deux étapes de laminage à chaud asymétrique, ledit acier comprenant en pourcentage pondéral :
0,001%≤C < 0,08%,
N < 0,08%,
0,02%<Mn < 1 ,1%,
Si < 1 ,1 %,
P < 0,04%,
S < 0,015%,
10,5% < Cr < 25%,
Mo≤ 3%,
Cu < 1%,
Ti≤ 1 %,
Zr < 1%,
Nb < 1%,
le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration,
ladite tôle ayant une taille moyenne de grains à mi-épaisseur dans le sens du laminage dac inférieure ou égale à 50μητι
2 Tôle laminée à chaud ou laminée à chaud et recuite selon la revendication 1 caractérisée en ce que le maximum d'intensité de la fibre alpha à mi-épaisseur de ladite tôle est inférieur ou égal à 10 3 Tôle laminée à froid et recuite fabriquée à partir d'une tôle selon la revendication 1 ou 2, caractérisée en ce que les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, N de ladite tôle satisfont à :
77 Nb Zr C N
— +— +— <— +—
48 93 91 12 14
et en ce que l'intensité maximale de la fibre gamma à mi-épaisseur de ladite tôle est supérieure ou égale à 10
4 Tôle laminée à froid et recuite fabriquée à partir d'une tôle selon la revendication 1 ou 2, caractérisée en ce que les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, et N de ladite tôle satisfont à :
48 + 93 + 91 ~ 12 + 14
et en ce que l'intensité maximale de la fibre gamma à mi-épaisseur de ladite tôle est supérieure ou égale à 14
5 Tôle laminée à froid et recuite fabriquée à partir d'une tôle selon la revendication 3, caractérisée en ce que son coefficient d'anisotropie moyen r et son épaisseur e, exprimée en millimètres, satisfont à : r +0,21 e >1 ,33
6 Tôle laminée à froid et recuite fabriquée à partir d'une tôle selon la revendication 4, caractérisée en ce que son coefficient d'anisotropie moyen r et son épaisseur e, exprimée en millimètres, satisfont à : r +0,41 e > 1.83
7 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 3 à 6, caractérisée en ce que la moyenne arithmétique Pa de l'ondulation de la tôle dans le sens perpendiculaire à la direction de laminage après traction de 15% dans la direction de laminage, est inférieure ou égale à 5μιη
8 Procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud en acier inoxydable ferritique, comprenant les étapes successives selon lesquelles :
- on approvisionne un acier de composition selon la revendication 1 ,
puis
- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir dudit acier, puis
- on porte ledit demi-produit à une température TR comprise entre 1130°C et 1270°C pour obtenir un demi-produit réchauffé puis
- on lamine à chaud ledit demi-produit, ledit laminage à chaud comportant au moins deux étapes de laminage asymétrique, la déformation relative au cours de chacune desdites étapes étant supérieure ou égale à 10%, la valeur absolue de la différence relative AV de vitesse circonférentielle entre le cylindre inférieur de travail et le cylindre supérieur de travail lors desdites étapes étant comprise entre 10% et 60%, la température de fin de laminage TFL étant comprise entre 750°C et 1000°C, de façon à obtenir un produit laminé à chaud puis,
- on bobine ledit produit laminé à chaud à une température TB0b comprise entre 400°C et 950°C pour obtenir une tôle laminée à chaud
9 Procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud et recuite selon lequel on approvisionne une tôle laminée à chaud fabriquée selon la revendication 8, caractérisée en ce que les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, N de ladite tôle satisfont à
Ti Nb Zr C N
— +— +— <— +—
48 93 91 12 14
puis
- on recuit ladite tôle laminée à chaud à une température TRI comprise entre 700 et 900°C 10 Procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud et recuite selon lequel on approvisionne une tôle laminée à chaud fabriquée selon la revendication 8, caractérisée en ce que les teneurs en Ti, Nb, Zr, C, N de ladite tôle satisfont à :
77 Nb & > C_ N_
48 + 93 + 91 ~ 12 + 14
puis
- on recuit ladite tôle laminée à chaud à une température TRI comprise
entre 850 et 1150°C
11 Procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite en acier inoxydable ferritique, comprenant les étapes successives selon lesquelles : - on approvisionne une tôle laminée à chaud fabriquée par un procédé selon la revendication 8, ou une tôle laminée à chaud et recuite fabriquée par un procédé selon la revendication 9 ou la revendication 10, puis
- on décape ladite tôle laminée à chaud ou laminée à chaud et recuite pour obtenir une tôle décapée, puis
- on lamine à froid ladite tôle décapée de façon à obtenir une tôle laminée à froid puis
- on recuit ladite tôle laminée à froid à une température TR2 comprise entre 700 et 1150°C. 12 Utilisation de la tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, ou de la tôle d'acier fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 8 à 11 , pour la fabrication de pièces d'appareils ménagers, électroménagers, d'équipements individuels ou collectifs, de pièces utilisables dans les domaines de l'automobile, de la thermique, du bâtiment et de l'industrie
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116024415A (zh) * | 2022-12-30 | 2023-04-28 | 鞍钢联众(广州)不锈钢有限公司 | 一种减小439冷轧板材料r值各向异性的方法 |
Citations (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1209345A (en) | 1967-01-14 | 1970-10-21 | Yawata Iron & Steel Co | Ferritic steel sheet or strip |
| US3653981A (en) | 1968-10-24 | 1972-04-04 | Nippon Steel Corp | Method for making ferritic stainless steel sheet having excellent workability |
| JPH10324920A (ja) * | 1997-05-26 | 1998-12-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 抗菌性、加工性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| EP0924313A1 (fr) | 1997-12-19 | 1999-06-23 | Armco Inc. | Acier au chrome ferritique résistant à la formation de stries |
| JPH11350038A (ja) * | 1998-06-12 | 1999-12-21 | Nkk Corp | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
| JP2000017385A (ja) * | 1998-06-29 | 2000-01-18 | Nippon Steel Corp | 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JP2000192200A (ja) * | 1998-12-25 | 2000-07-11 | Nippon Steel Corp | 表面性状とリジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板およびその製造方法 |
| FR2790009A1 (fr) * | 1999-02-22 | 2000-08-25 | Lorraine Laminage | Acier dual-phase a haute limite d'elasticite |
| JP2001181798A (ja) * | 1999-12-20 | 2001-07-03 | Kawasaki Steel Corp | 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法 |
| JP2001271143A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-02 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| EP1225242A2 (fr) | 2001-01-18 | 2002-07-24 | Kawasaki Steel Corporation | Tôle d'acier ferritique inoxydable ayant une formabilité excellente et son procédé de fabrication |
| EP1338667A1 (fr) * | 2000-11-28 | 2003-08-27 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid presentant une resistance elevee a la traction du type structure composite |
| EP1491646A1 (fr) | 2002-03-27 | 2004-12-29 | Nippon Steel Corporation | Piece moulee et tole d'acier ferritique, et leur procede de fabrication |
| US20080099109A1 (en) * | 2006-10-31 | 2008-05-01 | Hyundai Motor Company | High-strength steel sheets with excellent formability and method for manufacturing the same |
-
2009
- 2009-09-24 WO PCT/FR2009/001134 patent/WO2011036351A1/fr active Application Filing
-
2010
- 2010-09-17 WO PCT/FR2010/000628 patent/WO2011036352A1/fr active Application Filing
- 2010-09-17 EP EP10773369A patent/EP2480698A1/fr not_active Withdrawn
Patent Citations (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1209345A (en) | 1967-01-14 | 1970-10-21 | Yawata Iron & Steel Co | Ferritic steel sheet or strip |
| US3653981A (en) | 1968-10-24 | 1972-04-04 | Nippon Steel Corp | Method for making ferritic stainless steel sheet having excellent workability |
| JPH10324920A (ja) * | 1997-05-26 | 1998-12-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 抗菌性、加工性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| EP0924313A1 (fr) | 1997-12-19 | 1999-06-23 | Armco Inc. | Acier au chrome ferritique résistant à la formation de stries |
| JPH11350038A (ja) * | 1998-06-12 | 1999-12-21 | Nkk Corp | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
| JP2000017385A (ja) * | 1998-06-29 | 2000-01-18 | Nippon Steel Corp | 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JP2000192200A (ja) * | 1998-12-25 | 2000-07-11 | Nippon Steel Corp | 表面性状とリジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板およびその製造方法 |
| FR2790009A1 (fr) * | 1999-02-22 | 2000-08-25 | Lorraine Laminage | Acier dual-phase a haute limite d'elasticite |
| JP2001181798A (ja) * | 1999-12-20 | 2001-07-03 | Kawasaki Steel Corp | 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法 |
| JP2001271143A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-02 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| EP1338667A1 (fr) * | 2000-11-28 | 2003-08-27 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid presentant une resistance elevee a la traction du type structure composite |
| EP1225242A2 (fr) | 2001-01-18 | 2002-07-24 | Kawasaki Steel Corporation | Tôle d'acier ferritique inoxydable ayant une formabilité excellente et son procédé de fabrication |
| EP1491646A1 (fr) | 2002-03-27 | 2004-12-29 | Nippon Steel Corporation | Piece moulee et tole d'acier ferritique, et leur procede de fabrication |
| US20080099109A1 (en) * | 2006-10-31 | 2008-05-01 | Hyundai Motor Company | High-strength steel sheets with excellent formability and method for manufacturing the same |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116024415A (zh) * | 2022-12-30 | 2023-04-28 | 鞍钢联众(广州)不锈钢有限公司 | 一种减小439冷轧板材料r值各向异性的方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2011036351A1 (fr) | 2011-03-31 |
| EP2480698A1 (fr) | 2012-08-01 |
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