WO2012153009A1 - Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue - Google Patents

Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue Download PDF

Info

Publication number
WO2012153009A1
WO2012153009A1 PCT/FR2011/000295 FR2011000295W WO2012153009A1 WO 2012153009 A1 WO2012153009 A1 WO 2012153009A1 FR 2011000295 W FR2011000295 W FR 2011000295W WO 2012153009 A1 WO2012153009 A1 WO 2012153009A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sheet
steel
temperature
martensitic
less
Prior art date
Application number
PCT/FR2011/000295
Other languages
English (en)
Inventor
Kangying ZHU
Olivier Bouaziz
Original Assignee
Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl filed Critical Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl
Priority to PCT/FR2011/000295 priority Critical patent/WO2012153009A1/fr
Priority to UAA201314473A priority patent/UA111200C2/uk
Priority to PL12724659T priority patent/PL2707515T3/pl
Priority to CN201280022862.3A priority patent/CN103517996B/zh
Priority to PCT/FR2012/000156 priority patent/WO2012153013A1/fr
Priority to US14/116,980 priority patent/US9963756B2/en
Priority to KR1020167014295A priority patent/KR20160066007A/ko
Priority to BR112013029012A priority patent/BR112013029012B1/pt
Priority to CA2834967A priority patent/CA2834967C/fr
Priority to ES12724659.3T priority patent/ES2551005T3/es
Priority to JP2014509780A priority patent/JP6161597B2/ja
Priority to HUE12724659A priority patent/HUE027986T2/en
Priority to RU2013155178/02A priority patent/RU2550682C1/ru
Priority to MX2013013218A priority patent/MX356324B/es
Priority to MA36354A priority patent/MA35059B1/fr
Priority to EP12724659.3A priority patent/EP2707515B1/fr
Priority to KR1020137032959A priority patent/KR101903823B1/ko
Publication of WO2012153009A1 publication Critical patent/WO2012153009A1/fr
Priority to ZA2013/07845A priority patent/ZA201307845B/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a process for producing steel sheets with a martensitic structure with a mechanical strength greater than that which could be obtained by a simple quenching fast quenching treatment. martensitic, and strength and elongation properties allowing their application to the manufacture of energy absorbing parts in motor vehicles.
  • (C) denotes the carbon content of the steel, expressed as a percentage by weight.
  • a method of manufacture is thus sought which makes it possible to obtain an ultimate tensile strength of 50 MPa at expression (1), ie a strength greater than 3220 ( C) + 958 MPa for this steel. It seeks to have a method for the manufacture of sheet with a very high yield strength, that is greater than 1300 MPa. It is also sought to have a method for the manufacture of directly usable sheets, that is to say without the imperative need of a tempering treatment after quenching.
  • the present invention aims to solve the problems mentioned above. It aims in particular to provide sheets with a yield strength greater than 1300 MPa, a mechanical strength expressed in megapascals greater than (3220 (C) +958) MPa, and preferably a total elongation greater than 3%.
  • the subject of the invention is a method for manufacturing a martensitic steel sheet with a yield strength greater than 1300 MPa, with a mechanical strength greater than (3220 (C) +958) megapascals, it being understood that (C) denotes the carbon content by weight of the steel, comprising the successive steps and in this order according to which:
  • a semi-finished steel product whose composition comprises, the contents being expressed by weight: 0.15% ⁇ C ⁇ 0.40%, 1.5% ⁇ Mn ⁇ 3%, 0.005% ⁇ Si ⁇ 2 %, 0.005% ⁇ Al ⁇ 0.1%, S ⁇ 0.05%, P ⁇ 0.1%, 0.025% ⁇ Nb ⁇ 0.1% and optionally: 0.01% ⁇ Ti ⁇ 0.1%, 0% ⁇ Cr ⁇ 4%, 0% ⁇ Mo ⁇ 2%, 0.0005% ⁇ B ⁇ 0.005%, 0.0005% ⁇ Ca ⁇ 0.005%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
  • the semi-finished product is heated to a temperature between 1050 ° C. and 1250 ° C., and a rough rolling is carried out of the heated half-product, at a temperature T 2 of between 1050 and 1150 ° C., with a cumulative reduction ratio ⁇ 3 of greater than 100% so as to obtain a sheet with an austenitic structure that is not totally recrystallized medium grain size of less than 40 micrometers, then
  • the sheet is not completely cooled to a temperature T3 of between 970 ° C and Ar3 + 30 ° C, so as to avoid transformation of the austenite, at a speed V R i greater than 2 ° C / s, then
  • a finishing hot rolling is carried out at the temperature T 3) of the non-completely cooled sheet, with a cumulative reduction rate z b greater than
  • the sheet is cooled to a speed VR2 greater than the critical speed of martensitic quenching.
  • the average size of austenitic grains is less than 5 micrometers.
  • the sheet is subjected to a subsequent thermal treatment of tempering at a temperature T 4 of between 150 and 600 ° C. for a period of between 5 and 30 minutes.
  • the subject of the invention is also a nonreturned steel sheet having a yield strength greater than 1300 MPa, with a mechanical strength greater than (3220 (C) +958) megapascals, it being understood that (C) denotes the carbon content as a weight percentage of the steel, obtained by a method according to one of the above methods of manufacture, with a totally martensitic structure, having an average slat size of less than 1.2 micrometres, the average elongation factor of the slats being between 2 and 5.
  • the subject of the invention is also a steel sheet obtained by the process with the above treatment of income, the steel having a totally martensitic structure with an average slat size of less than 1.2 micrometres, the elongation factor average slats being between 2 and 5.
  • the carbon content of the steel is less than 0.15% by weight, the Steel hardenability is insufficient and it is not possible to obtain a completely martensitic structure given the process implemented.
  • this content is greater than 0.40%, welded joints made from these sheets or these parts have insufficient toughness.
  • the optimum carbon content for the implementation of the invention is between 0.16 and 0.28%.
  • Manganese lowers the initial formation temperature of martensite and slows the decomposition of austenite. In order to obtain sufficient effects to allow the implementation of the ausforming, the manganese content must not be less than 1, 5%. Moreover, when the manganese content exceeds 3%, segregated zones are present in excessive amounts which is detrimental to the implementation of the invention. A preferred range for the implementation of the invention is 1.8 to 2.5% Mn.
  • the silicon content must be greater than 0.005% so as to participate in the deoxidation of the steel in the liquid phase.
  • the silicon must not exceed 2% by weight because of the formation of surface oxides which significantly reduce the coating ability, in the case where it would be desirable to coat the sheet by passing through a metal coating bath, in particular by continuous galvanizing.
  • the aluminum content of the steel according to the invention is not less than 0.005% so as to obtain sufficient deoxidation of the steel in the liquid state.
  • the aluminum content is greater than 0.1% by weight, casting problems may occur. It is also possible to form inclusions of alumina in too large quantities or sizes which play a detrimental role on toughness.
  • the sulfur and phosphorus contents of the steel are respectively limited to 0.05 and 0.1% in order to avoid a reduction in the ductility or toughness of the parts or sheets produced according to the invention.
  • the steel also contains niobium in an amount between 0.025 and 0.1%, and optionally titanium in an amount between 0.01 and 0.1%.
  • Chromium and molybdenum are very effective elements for delaying the transformation of austenite and can be used optionally for the implementation of the invention. These elements have the effect of separating the ferrito- pearlitic and bainitic transformation domains, the ferrito- pearlitic transformation occurring at temperatures higher than the bainitic transformation. These transformation domains are then in the form of two distinct "noses" in an isothermal transformation diagram (Transformation-Temperature-Time)
  • the chromium content must be less than or equal to 4%. Beyond this content, its effect on the quenchability is practically saturated; an additional addition is then expensive without corresponding beneficial effect.
  • the molybdenum content must not exceed 2% because of its excessive cost.
  • the steel can also contain boron: indeed, the significant deformation of the austenite can accelerate the conversion to ferrite on cooling, a phenomenon that should be avoided. Addition of boron in an amount of between 0.0005 and 0.005% by weight makes it possible to guard against early ferritic transformation.
  • the steel may also contain calcium in an amount between 0.0005 and 0.005%: by combining with oxygen and sulfur, calcium prevents the formation of large inclusions that are harmful to the ductility of the sheets or parts thus manufactured.
  • the rest of the composition of the steel consists of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
  • the steel sheets manufactured according to the invention are characterized by a totally martensitic slatted structure of great fineness: due to the specific thermomechanical cycle and composition, the average size of the martensitic slats is less than 1.2 micrometres and their average elongation factor is between 2 and 5.
  • These microstructural characteristics are determined, for example, by observing the microstructure by Scanning Electron Microscopy by means of a field effect gun ("MEB-FEG" technique) at a magnification higher than 1200x, coupled to an EBSD detector ("Electron Backscatter Diffraction"). It is defined that two contiguous slats are distinct when their disorientation is greater than 5 degrees.
  • the morphology of the individual slats is then determined by image analysis using known software in themselves: the maximum dimension ⁇ max and minimum 1 m i n of each martensitic slat and its elongation factor are determined.
  • the process for manufacturing hot-rolled sheets according to the invention comprises the following steps:
  • a semi-finished steel product the composition of which has been described above, is supplied.
  • This semi-finished product may for example be in the form of slab from continuous casting, thin slab or ingot.
  • a continuous casting slab has a thickness of about 200 mm, a thin slab a thickness of about 50-80 mm.
  • This semi-finished product is heated to a temperature of between 1050 ° C. and 1250 ° C.
  • the temperature ⁇ is greater than Ac3, the total conversion temperature to austenite at heating. This reheating thus makes it possible to obtain a complete austenitization of the steel as well as the dissolution of any possible niobium carbonitrides in the semi-finished product.
  • This reheating step also makes it possible to carry out the various subsequent hot rolling operations which will be presented: a so-called roughing operation of the semi-finished product is carried out: this roughing rolling is carried out at a temperature T2 of between 1050 and 1150 ° C. .
  • the cumulative reduction rate of the various stages of rough rolling is noted a . If e is the thickness of the semi-finished product prior to hot rough rolling and F e the thickness of the sheet after this
  • the reduction rate e a must be greater than 100%.
  • the presence of niobium, and optionally titanium delays the recrystallization and makes it possible to obtain austenite which is not completely recrystallized at high temperature.
  • the average austenitic grain size thus obtained is less than 40 micrometers, or even 5 micrometers when the niobium content is between 0.030 and 0.050%. This grain size can be measured, for example, by means of tests in which the sheet is quenched directly after rolling. A polished and etched section thereof is then observed, the attack being carried out using a reagent known per se, such as, for example, the Béchet-Beaujard reagent which reveals the old austenitic grain boundaries.
  • This sheet is then cooled to a speed VR 2 greater than the critical martensitic quenching speed and a sheet is thus obtained characterized by a very fine martensitic structure whose mechanical properties are greater than those which can be obtained by a simple quenching heat treatment.
  • the invention is not limited to this geometry and to this type of product, and can also be adapted the manufacture of long products, bars, profiles, by successive stages of hot deformation.
  • the steel sheets may be used as such or subjected to a heat treatment of tempered temperature T 4 between 150 and 600 ° C for a period of between 5 and 30 minutes.
  • This treatment of income generally has the effect of increasing the ductility at the price of a decrease of the limit of elasticity and the resistance.
  • the inventors have however demonstrated that the process according to the invention, which gives a mechanical strength of at least 50 MPa higher than that obtained after conventional quenching, retained this advantage even after a tempering treatment with temperatures ranging from 150.degree. at 600 ° C. The fineness characteristics of the microstructure are preserved by this income treatment.
  • the underlined values are not in accordance with the invention 31 mm thick semi-finished products were reheated and held for 30 minutes at a temperature of 1250 ° C. and then subjected to 4-pass rolling at a temperature of 1100.degree. a cumulative reduction rate ⁇ of 164%. At this stage at high temperature after roughing, the structure is totally austenitic, not completely recrystallized with an average grain size of 30 microns.
  • the sheets thus obtained were then cooled at a rate of 3 ° C./s up to a temperature T3 of between 955 ° C. and 840 ° C., the latter temperature being equal to Ar3 + 60 ° C.
  • the sheets were rolled in this temperature range in 5 passes with a cumulative reduction rate ⁇ 0 of 76% and then cooled down to the ambient temperature with a speed of 80 ° C / s so as to obtain a completely martensitic microstructure.
  • steel sheets of the above composition were heated at a temperature of 1250 ° C., held for 30 minutes at this temperature and then cooled with water so as to obtain a completely martensitic microstructure (reference condition).
  • the yield strength Re By means of tensile tests, the yield strength Re, the breaking strength Rm and the total elongation A have been determined for sheets obtained by these different methods of manufacture.
  • Steel B does not contain enough niobium: it does not reach a yield strength of 1300 MPa, both after simple martensitic quenching (test B2) and in the case of rolling with roughing and finishing at temperature.
  • T 3 (test B1)
  • microstructure of the plates obtained by Scanning Electron Microscopy was also observed by means of a field effect gun ("MEB-FEG” technique) and EBSD detector, and quantified the average size. slats of the martensitic structure and their maximum elongation factor
  • the method according to the invention makes it possible to obtain a martensitic structure with an average slat size of 0.9 micrometres and an elongation factor of 3. This structure is considerably thinner than that observed after simple martensitic quenching, whose average slat size is of the order of 2 micrometers.
  • the ARM values are respectively 63 and 172 MPa respectively.
  • the process according to the invention therefore makes it possible to obtain mechanical strength values significantly greater than those which would be obtained by simple martensitic quenching.
  • this increase in resistance (172 MPa) is equivalent to that which would be obtained, according to relation (1), thanks to a simple martensitic quenching applied to steels in which an addition additional 0.05% would have been achieved.
  • Such an increase in the carbon content would however have adverse consequences with respect to the weldability and toughness, whereas the method according to the invention makes it possible to increase the mechanical strength without these disadvantages.
  • the plates produced according to the invention because of their lower carbon content, have good weldability by the usual processes, in particular spot resistance welding. They also have good ability to be coated, for example by galvanizing or continuous dipping aluminization.
  • the invention allows the manufacture of sheets or bare or coated with very high mechanical characteristics, under very satisfactory economic conditions.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

L'invention concerne un procédé de fabrication d'une tôle d'acier martensitique à limite d'élasticité supérieure à 1300 MPa, à résistance mécanique supérieure à (3220(C)+958) mégapascals, étant entendu que (C) désigne la teneur en carbone en poids dudit acier, comprenant les étapes selon lesquelles on approvisionne un demi-produit d'acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en pourcentage pondéral, 0,15% ≤ C ≤ 0,40%, 1,5%≤ Mn ≤ 3%, 0,005% ≤ Si ≤ 2%, 0,005%≤ Al ≤ 0,1%, S ≤ 0,05%, P≤ 0,1%, 0,025%≤ Nb ≤0,1%, et optionnellement : 0,01% ≤ Ti ≤ 0,1%, 0% ≤ Cr ≤ 4%, 0% ≤ Mo ≤ 2%, 0,0005% ≤ B ≤ 0,005%, 0,0005% ≤ Ca ≤ 0,005%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration. On réchauffe le demi- produit à une température T1comprise entre 1050°C et 1250°C, puis on effectue un laminage de dégrossissage dudit demi-produit réchauffé, à une température T2 comprise entre 1050 et 1150°C, avec un taux de réduction εa cumulé supérieur à 100% de façon à obtenir une tôle avec une structure austénitique non totalement recristallisée de taille moyenne de grain inférieure à 40 micromètres et préférentiellement à 5 micromètres. On refroidit la tôle de façon à éviter une transformation de l'austénite, à une vitesse VR1 supérieure à 2°C/s jusqu'à une, température T3 comprise entre 970°C et Ar3+30°C, puis on effectue un laminage à chaud de finition à la température T3, de ladite tôle refroidie, avec un taux de réduction cumulé εb supérieur à 50% de façon à obtenir une tôle, puis on refroidit la tôle à une vitesse VR2 supérieure à la vitesse critique de trempe martensitique.

Description

PROCEDE DE FABRICATION D'ACIER MARTENSITIQUE A TRES HAUTE RESISTANCE ET TÔLE AINSI OBTENUE L'invention concerne un procédé de fabrication de tôles en acier à structure martensitique avec une résistance mécanique supérieure à celle qui pourrait être obtenue par un simple traitement de refroidissement rapide avec trempe martensitique, et des propriétés de résistance mécanique et d'allongement permettant leur application à la fabrication de pièces à absorption d'énergie dans les véhicules automobiles.
Dans certaines applications, on cherche à réaliser des pièces à partir de tôle en acier à très haute résistance mécanique. Ce type de combinaison est particulièrement désirable dans l'industrie automobile où l'on recherche un allégement significatif des véhicules. Ceci peut être notamment obtenu grâce à l'utilisation de pièces d'aciers à très hautes caractéristiques mécaniques dont la microstructure est martensitique. Des pièces anti-intrusion, de structure ou participant à la sécurité des véhicules automobiles telles que : traverses de pare-choc, renforts de portière ou de pied milieu, bras de roue, nécessitent par exemple de telles caractéristiques.
On cherche à obtenir des tôles avec une résistance mécanique encore supérieure. Il est bien connu la possibilité d'augmenter la résistance mécanique d'un acier à structure martensitique au moyen d'une addition de carbone. Cependant, cette teneur en carbone plus élevée diminue l'aptitude au soudage des tôles ou des pièces fabriquées à partir de ces tôles, et accroît le risque de fissuration lié à la présence d'hydrogène.
On cherche donc à disposer d'un procédé de fabrication de tôles d'acier ne présentant pas les inconvénients ci-dessus, qui seraient dotées d'une résistance à la rupture supérieure de plus de 50 MPa à celle que l'on pourrait obtenir grâce à une austénitisation suivie d'une simple trempe martensitique de l'acier en question. Les inventeurs ont mis en évidence que, pour des teneurs en carbone allant de 0,15 à 0,40% en poids, la résistance à la rupture en traction Rm de tôles d'aciers fabriquées par austénitisation totale suivie d'une simple trempe martensitique, ne dépendait pratiquement que de la teneur en carbone et était reliée à celle-ci avec une très bonne précision, selon l'expression (1) : Rm (mégapascals) = 3220(C) + 908.
Dans cette expression, (C) désigne la teneur en carbone de l'acier exprimée en pourcentage pondéral. A teneur en carbone C donnée d'un acier, on cherche donc un procédé de fabrication permettant d'obtenir une résistance à la rupture supérieure de 50 MPa à l'expression (1), c'est à dire une résistance supérieure à 3220(C)+ 958 MPa pour cet acier. On cherche à disposer d'un procédé permettant la fabrication de tôle à très haute limite d'élasticité, c'est à dire supérieure à 1300 MPa. On cherche également à disposer d'un procédé permettant la fabrication de tôles utilisables directement, c'est à dire sans nécessité impérative d'un traitement de revenu après trempe.
Ces tôles doivent être soudables par les procédés usuels et ne pas comporter d'additions coûteuses d'éléments d'alliage.
La présente invention a pour but de résoudre les problèmes évoqués ci- dessus. Elle vise en particulier à mettre à disposition des tôles avec une limite d'élasticité supérieure à 1300 MPa, une résistance mécanique exprimée en mégapascals supérieure à (3220(C)+958) MPa, et de préférence un allongement total supérieur à 3%.
Dans ce but, l'invention a pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier martensitique à limite d'élasticité supérieure à 1300 MPa, à résistance mécanique supérieure à (3220(C)+958) mégapascals, étant entendu que (C) désigne la teneur en carbone en poids de l'acier, comprenant les étapes successives et dans cet ordre selon lesquelles :
- on approvisionne un demi-produit d'acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,15% < C < 0,40%, 1,5%< Mn < 3%, 0,005% < Si < 2%, 0,005%< Al < 0,1%, S < 0,05%, P< 0,1%, 0,025%< Nb<0,1% et optionnellement : 0,01 %< Ti<0,1%, 0%< Cr< 4%, 0%< Mo <2%, 0,0005% < B < 0,005%, 0,0005% < Ca < 0,005%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration. - on réchauffe le demi-produit à une température ΤΊ comprise entre 1050°C et 1250°C, puis - on effectue un laminage de dégrossissage du demi-produit réchauffé, à une température T2 comprise entre 1050 et 1150°C, avec un taux de réduction ε3 cumulé supérieur à 100% de façon à obtenir une tôle avec une structure austénitique non totalement recristallisée de taille moyenne de grain inférieure à 40 micromètres, puis
- on refroidit non complètement la tôle jusqu'à une température T3 comprise entre 970°C et Ar3+30°C, de façon à éviter une transformation de l'austénite, à une vitesse VRi supérieure à 2°C/s, puis
- on effectue un laminage à chaud de finition à la température T3) de la tôle non complètement refroidie, avec un taux de réduction cumulé zb supérieur à
50% de façon à obtenir une tôle, puis
- on refroidit la tôle à une vitesse VR2 supérieure à la vitesse critique de trempe martensitique.
Selon un mode préféré, la taille moyenne de grains austénitiques est inférieure à 5 micromètres.
Préférentiellement, on soumet la tôle à un traitement thermique ultérieur de revenu à une température T4 comprise entre 150 et 600°C pendant une durée comprise entre 5 et 30 minutes.
L'invention a également pour objet une tôle d'acier non revenue de limite d'élasticité supérieure à 1300 MPa, de résistance mécanique supérieure à (3220(C)+958) mégapascals, étant entendu que (C) désigne la teneur en carbone en pourcentage pondéral de l'acier, obtenue par un procédé selon l'un des modes de fabrication ci-dessus, de structure totalement martensitique, présentant une taille moyenne de lattes inférieure à 1 ,2 micromètre, le facteur d'allongement moyen des lattes étant compris entre 2 et 5.
L'invention a encore pour objet une tôle d'acier obtenue par le procédé avec traitement de revenu ci-dessus, l'acier ayant une structure totalement martensitique avec une taille moyenne de lattes inférieure à 1 ,2 micromètre, le facteur d'allongement moyen des lattes étant compris entre 2 et 5.
La composition des aciers mis en œuvre dans le procédé selon l'invention va maintenant être détaillée :
Lorsque la teneur en carbone de l'acier est inférieure à 0,15% en poids, la trempabilité de l'acier est insuffisante et il n'est pas possible d'obtenir une structure totalement martensitique compte tenu du procédé mis en uvre. Lorsque cette teneur est supérieure à 0,40%, les joints soudés réalisés à partir de ces tôles ou de ces pièces présentent une ténacité insuffisante. La teneur optimale en carbone pour la mise en œuvre de l'invention est comprise entre 0,16 et 0,28%.
Le manganèse abaisse la température de début de formation de la martensite et ralentit la décomposition de l'austénite. Afin d'obtenir des effets suffisants pour permettre la mise en œuvre de l'ausforming, la teneur en manganèse ne doit pas être inférieure à 1 ,5%. Par ailleurs, lorsque la teneur en manganèse dépasse 3%, des zones ségrégées sont présentes en en quantité excessive ce qui nuit à la mise en œuvre de l'invention. Une gamme préférentielle pour la mise en œuvre de l'invention est 1 ,8 à 2,5%Mn.
La teneur en silicium doit être supérieure à 0,005% de façon à participer à la désoxydation de l'acier en phase liquide. Le silicium ne doit pas excéder 2% en poids en raison de la formation d'oxydes superficiels qui réduisent notablement la revêtabilité, dans le cas où on souhaiterait revêtir la tôle par passage dans un bain métallique de revêtement, notamment par galvanisation en continu.
La teneur en aluminium de l'acier selon l'invention n'est pas inférieure à 0,005% de façon à obtenir une désoxydation suffisante de l'acier à l'état liquide. Lorsque la teneur en aluminium est supérieure à 0,1% en poids, des problèmes de coulée peuvent apparaître. Il peut également se former des inclusions d'alumine en quantité ou en taille trop importantes qui jouent un rôle néfaste sur la ténacité.
Les teneurs en soufre et en phosphore de l'acier sont respectivement limitées à 0,05 et 0,1% pour éviter une réduction de ductilité ou de la ténacité des pièces ou des tôles fabriquées selon l'invention.
L'acier contient également du niobium en quantité comprise entre 0,025 et 0,1%, et optionnellement du titane en quantité comprise entre 0,01 et 0,1 %. Ces additions de niobium et éventuellement de titane permettent la mise en œuvre du procédé selon l'invention en retardant la recristallisation de l'austénite à haute température et permettent d'obtenir une taille de grain suffisamment fine à haute température.
Le chrome et le molybdène sont des éléments très efficaces pour retarder la transformation de l'austénite et peuvent être utilisés optionnellement pour la mise en œuvre de l'invention. Ces éléments ont pour effet de séparer les domaines de transformation ferrito-perlitique et bainitique, la transformation ferrito-perlitique intervenant à des températures supérieures à la transformation bainitique. Ces domaines de transformation se présentent alors sous forme de deux « nez » bien distincts dans un diagramme de transformation isotherme (Transformation-Température-Temps)
La teneur en chrome doit être inférieure ou égale à 4%. Au delà de cette teneur, son effet sur la trempabilité est pratiquement saturé ; une addition supplémentaire est alors coûteuse sans effet bénéfique correspondant.
La teneur en molybdène ne doit cependant pas excéder 2% en raison de son coût excessif.
A titre optionnel, l'acier peut également contenir du bore : en effet, la déformation importante de l'austénite peut accélérer la transformation en ferrite au refroidissement, phénomène qu'il convient d'éviter. Une addition de bore, en quantité comprise entre 0,0005 et 0,005% en poids permet de se prémunir d'une transformation ferritique précoce.
A titre optionnel, l'acier peut également contenir du calcium en quantité comprise entre 0,0005 et 0,005% : en se combinant avec l'oxygène et le soufre, le calcium permet d'éviter la formation d'inclusions de grande taille qui sont néfastes pour la ductilité des tôles ou des pièces ainsi fabriquées.
Le reste de la composition de l'acier est constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Les tôles d'acier fabriquées selon l'invention sont caractérisées par une structure totalement martensitique en lattes d'une grande finesse : en raison du cycle thermomécanique et de la composition spécifiques, la taille moyenne des lattes martensitiques est inférieure à 1 ,2 micromètre et leur facteur d'allongement moyen est compris entre 2 et 5. Ces caractéristiques microstructurales sont déterminées par exemple en observant la microstructure par Microscopie Electronique à Balayage au moyen d'un canon à effet de champ (technique « MEB-FEG ») à un grandissement supérieur à 1200x, couplé à un détecteur EBSD (« Electron Backscatter Diffraction »). On définit que deux lattes contigues sont distinctes lorsque leur désorientation est supérieure à 5 degrés. La morphologie des lattes individualisées est ensuite déterminée par analyse d'images au moyen de logiciels connus en eux-mêmes : on détermine la dimension maximale \max et minimale lmin de chaque latte martensitique et son facteur d'allongement
/ M SX
. Afin d'être statistiquement représentative, cette observation porte sur
/ min
/ IXl lX au moins 1000 lattes martensitiques. Le facteur d'allongement moyen
/min est ensuite déterminé pour l'ensemble de ces lattes observées.
Le procédé de fabrication de tôles laminées à chaud selon l'invention comporte les étapes suivantes :
On approvisionne tout d'abord un demi-produit d'acier dont la composition a été exposée ci-dessus. Ce demi-produit peut se présenter par exemple sous forme de brame issue de coulée continue, de brame mince, ou de lingot. A titre d'exemple indicatif, une brame de coulée continue a une épaisseur de l'ordre de 200mm, une brame mince une épaisseur de l'ordre de 50-80mm. On réchauffe ce demi-produit à une température ΤΊ comprise entre 1050°C et 1250°C. La température ΤΊ est supérieure à Ac3, température de transformation totale en austénite au chauffage. Ce réchauffage permet donc d'obtenir une austénitisation complète de l'acier ainsi que la dissolution d'éventuels carbonitrures de niobium existant dans le demi-produit. Cette étape de réchauffage permet également de réaliser les différentes opérations ultérieures de laminage à chaud qui vont être présentées : on effectue un laminage dit de dégrossissage du demi-produit : ce laminage de dégrossissage est effectué à une température T2 comprise entre 1050 et 1150°C. Le taux de réduction cumulé des différentes étapes de laminage au dégrossissage est noté a. Si e désigne l'épaisseur du demi-produit avant le laminage à chaud de dégrossissage et efa l'épaisseur de la tôle après ce
, g.
laminage, on définit le taux de réduction cumulé par ε3 = Ln— . Selon
J a l'invention, le taux de réduction ea doit être supérieur à 100%. Dans ces conditions de laminage, la présence de niobium, et optionnellement de titane, retarde la recristallisation et permet d'obtenir une austénite non totalement recristallisée à haute température. La taille moyenne de grain austénitique ainsi obtenue est inférieure à 40 micromètres, voire à 5 micromètres lorsque la teneur en niobium est comprise entre 0,030 et 0,050%. Cette taille de grain peut être mesurée par exemple grâce à des essais où l'on trempe directement après laminage la tôle. On observe ensuite une coupe polie et attaquée de celle-ci, l'attaque étant effectuée grâce à un réactif connu en lui- même, tel que par exemple le réactif de Béchet-Beaujard qui révèle les anciens joints de grains austénitiques.
On refroidit ensuite non complètement, c'est à dire jusqu'à une température intermédiaire T3, la tôle à une vitesse VRi supérieure à 2°C/s, de façon à éviter une transformation et une éventuelle recristallisation de l'austénite puis on effectue un laminage à chaud de finition de la tôle avec un taux de réduction cumulé Zb supérieur à 50%. Si e- désigne l'épaisseur de la tôle avant le laminage de finition et e¾ l'épaisseur de la tôle après ce laminage, on définit le taux de réduction cumulé par £b = Ln— . Ce laminage de finition est effectué à une température T3 comprise entre 970 et Ar3+30°C, Ar3 désignant la température de début de transformation de l'austénite au refroidissement. Ceci permet d'obtenir à l'issue du laminage de finition une austénite déformée à grains fins, celle-ci n'ayant pas tendance à recristalliser.
On refroidit ensuite cette tôle à une vitesse VR2 supérieure à la vitesse de trempe critique martensitique et l'on obtient ainsi une tôle caractérisée par une structure martensitique très fine dont les propriétés mécaniques sont supérieures à celles que l'on peut obtenir par un simple traitement thermique de trempe.
Bien que le procédé ci-dessus décrive la fabrication de tôles, c'est à dire de produits plats, à partir de brames, l'invention n'est pas limitée à cette géométrie et à ce type de produits, et peut être aussi adaptée à la fabrication de produits longs, de barres, profilés, par des étapes successives de déformation à chaud. Les tôles d'acier peuvent être utilisées telles quelles ou soumises à un traitement thermique de revenu effectué à une température T4 comprise entre 150 et 600°C pendant une durée comprise entre 5 et 30 minutes. Ce traitement de revenu a généralement pour effet d'augmenter la ductilité au prix d'une diminution de la limite d'élasticité et de la résistance. Les inventeurs ont cependant mis en évidence que le procédé selon l'invention, qui confère une résistance mécanique d'au moins 50 MPa plus élevée que celle obtenue après trempe conventionnelle, conservait cet avantage même après un traitement de revenu avec des températures allant de 150 à 600°C. Les caractéristiques de finesse de la microstructure sont conservées par ce traitement de revenu.
A titre d'exemple non limitatif, les résultats suivants vont montrer les caractéristiques avantageuses conférées par l'invention. Exemple :
On a approvisionné des demi-produits d'acier dont les compositions, exprimées en teneurs pondérales (%) sont les suivantes :
Figure imgf000010_0001
Les valeurs soulignées sont non-conformes à invention Des demi-produits de 31mm d'épaisseur ont été réchauffés et maintenus 30 minutes à une température ΤΊ de 1250°C puis soumis à un laminage en 4 passes à une température T2 de 1100°C avec un taux de réduction cumulé ει de 164%. A ce stade à haute température après dégrossissage, la structure est totalement austénitique, non complètement recristallisée avec une taille moyenne de grain de 30 micromètres. Les tôles ainsi obtenues ont été ensuite refroidies à la vitesse de 3°C/s jusqu'à une température T3 comprise entre 955°C et 840°C, cette dernière température étant égale à Ar3+60°C. Les tôles ont été laminées dans cette gamme de température en 5 passes avec un taux de réduction cumulé ε0 de 76% puis refroidies ensuite jusqu'à la température ambiante avec une vitesse de 80°C/s de façon à obtenir une microstructure complètement martensitique.
Par comparaison, des tôles d'aciers de composition ci-dessus ont été chauffées à une température de 1250°C, maintenues 30 minutes à cette température puis refroidies à l'eau de façon à obtenir une microstructure complètement martensitique (condition de référence)
Au moyen d'essais de traction, on a déterminé la limite d'élasticité Re, la résistance à la rupture Rm et l'allongement total A des tôles obtenues par ces différents modes de fabrication. On a également fait figurer la valeur estimée de la résistance après trempe martensitique simple (3220(C)+908 (MPa), ainsi que la différence ARm entre cette valeur estimée et la résistance effectivement mesurée.
Figure imgf000011_0001
Conditions d'essais et résultats mécaniques obtenus Valeurs soulignées : non conformes à l'invention
L'acier B ne contient pas suffisamment de niobium : on n'atteint alors pas une limite d'élasticité de 1300MPa, aussi bien après trempe martensitique simple (essai B2) que dans le cas d'un laminage avec dégrossissage et finissage à la température T3 (essai B1)
Dans le cas de l'essai B2 (trempe martensitique simple), on observe que la valeur de la résistance estimée (1545MPa) à partir de l'expression (1) est voisine de celle déterminée expérimentalement (1576MPa)
On a également observé la microstructure des tôles obtenues par Microscopie Electronique à Balayage au moyen d'un canon à effet de champ (technique « MEB-FEG ») et détecteur EBSD, et quantifié la taille moyenne des lattes de la structure martensitique ainsi que leur facteur d'allongement max
moyen .
/min
Dans les essais A1 et A2, le procédé selon l'invention permet d'obtenir une structure martensitique avec une taille moyenne de lattes de 0,9 micromètre et un facteur d'allongement de 3. Cette structure est nettement plus fine que celle observée après simple trempe martensitique, dont la taille moyenne de lattes est de l'ordre de 2 micromètres.
Dans les essais A1 et A2 selon l'invention, les valeurs de ARm sont respectivement de 63 et de 172 MPa respectivement. Le procédé selon l'invention permet donc d'obtenir des valeurs de résistance mécanique significativement supérieures à celles qui seraient obtenues par une trempe martensitique simple. Dans le cas de l'essai A2 par exemple, cette augmentation de résistance (172 MPa) est équivalente à celle qui serait obtenue, d'après la relation (1), grâce à une trempe martensitique simple appliquée à des aciers dans lesquels une addition supplémentaire de 0,05% environ aurait été réalisée. Une telle augmentation de la teneur en carbone aurait cependant des conséquences néfastes vis-à-vis de la soudabilité et de la ténacité, alors que le procédé selon l'invention permet d'accroître la résistance mécanique sans ces inconvénients.
Les tôles fabriquées selon l'invention, en raison de leur teneur en carbone plus faible, présentent une bonne aptitude au soudage par les procédés usuels, en particulier au soudage par résistance par points. Elles présentent également une bonne aptitude à être revêtues, par exemple par galvanisation ou aluminiage au trempé en continu.
Ainsi, l'invention permet la fabrication de tôles ou nues ou revêtues à très hautes caractéristiques mécaniques, dans des conditions économiques très satisfaisantes.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier martensitique à limite d'élasticité supérieure à 1300 MPa, à résistance mécanique supérieure à (3220(C)+958) mégapascals, étant entendu que (C) désigne la teneur en carbone en pourcentage pondéral dudit acier, comprenant les étapes successives et dans cet ordre selon lesquelles :
- on approvisionne un demi-produit d'acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids,
0,15% < C < 0,40%
1 ,5%< Mn < 3%
0,005% < Si < 2%
0,005%< AI < 0,1%,
S < 0,05%
P< 0,1 %
0,025%< Nb<0,1 %
et optionnellement :
0,01 %≤ Ti<0,1%
0%< Cr< 4%
0%< Mo <2%
0,0005% < B < 0,005%,
0,0005% < Ca < 0,005%,
le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration,
- on réchauffe ledit demi-produit à une température ΤΊ comprise entre 1050°C et 1250°C, puis
- on effectue un laminage de dégrossissage dudit demi-produit réchauffé, à une température T2 comprise entre 1050 et 1150°C, avec un taux de réduction ε3 cumulé supérieur à 100% de façon à obtenir une tôle avec une structure austénitique non totalement recristallisée de taille moyenne de grain inférieure à 40 micromètres, puis - on refroidit non complètement ladite tôle jusqu'à une température T3 comprise entre 970°C et Ar3+30°C, à une vitesse VR1 supérieure à 2°C/s, puis
- on effectue un laminage à chaud de finition à ladite température T3, de ladite tôle non complètement refroidie, avec un taux de réduction cumulé
Eb supérieur à 50% de façon à obtenir une tôle, puis
- on refroidit ladite tôle à une vitesse VR2 supérieure à la vitesse critique de trempe martensitique. 2 Procédé de fabrication d'une tôle d'acier selon la revendication 1 , caractérisé en ce que ladite taille moyenne de grain austénitique est inférieure à 5 micromètres
3 Procédé de fabrication d'une tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 ou 2, caractérisé en ce qu'on soumet ladite tôle à un traitement thermique ultérieur de revenu à une température T4 comprise entre 150 et 600°C pendant une durée comprise entre 5 et 30 minutes
4 Tôle d'acier de limite d'élasticité supérieure à 1300 MPa, de résistance mécanique supérieure à (3220(C)+958) mégapascals, étant entendu que
(C) désigne la teneur en carbone en poids dudit acier, obtenue par un procédé selon l'une quelconque des revendications 1 ou 2, de structure totalement martensitique, présentant une taille moyenne de lattes inférieure à 1 ,2 micromètre, le facteur d'allongement moyen desdites lattes étant compris entre 2 et 5
5 Tôle d'acier obtenue par un procédé selon la revendication 3, de structure totalement martensitique, présentant une taille moyenne de lattes inférieure à 1 ,2 micromètre, le facteur d'allongement moyen desdites lattes étant compris entre 2 et 5
PCT/FR2011/000295 2011-05-12 2011-05-12 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue WO2012153009A1 (fr)

Priority Applications (18)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/FR2011/000295 WO2012153009A1 (fr) 2011-05-12 2011-05-12 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
ES12724659.3T ES2551005T3 (es) 2011-05-12 2012-04-20 Procedimiento de fabricación de acero martensítico de límite elástico muy alto y chapa o pieza obtenida de ese modo
JP2014509780A JP6161597B2 (ja) 2011-05-12 2012-04-20 非常に高い降伏点を有するマルテンサイト鋼およびこのように得た鋼板または部品の製造方法
CN201280022862.3A CN103517996B (zh) 2011-05-12 2012-04-20 制造极高弹性极限马氏体钢的方法及如此获得的板材或部件
PCT/FR2012/000156 WO2012153013A1 (fr) 2011-05-12 2012-04-20 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.
US14/116,980 US9963756B2 (en) 2011-05-12 2012-04-20 Method for production of martensitic steel having a very high yield point and sheet or part thus obtained
KR1020167014295A KR20160066007A (ko) 2011-05-12 2012-04-20 초고항복점을 갖는 마텐자이트 강의 제조 방법 및 그로부터 획득되는 시트 또는 부품
BR112013029012A BR112013029012B1 (pt) 2011-05-12 2012-04-20 processo de fabricação de uma chapa de aço martensítico com um limite de elasticidade superior a 1300 mpa e chapa de aço
CA2834967A CA2834967C (fr) 2011-05-12 2012-04-20 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique et tole ou piece ainsi obtenue
UAA201314473A UA111200C2 (uk) 2011-05-12 2012-04-20 Спосіб виробництва мартенситної сталі, що має високу міцність, та лист або деталь, одержані за таким способом
PL12724659T PL2707515T3 (pl) 2011-05-12 2012-04-20 Sposób produkcji blach ze stali martenzytycznej o bardzo wysokiej granicy plastyczności oraz wytworzone blachy stalowe
HUE12724659A HUE027986T2 (en) 2011-05-12 2012-04-20 Process for the production of a martensitic steel sheet with a high yield strength and a steel sheet produced by the process
RU2013155178/02A RU2550682C1 (ru) 2011-05-12 2012-04-20 Способ изготовления сверхпрочной мартенситной стали и лист, полученный этим способом
MX2013013218A MX356324B (es) 2011-05-12 2012-04-20 Método para la fabricación de acero martensítico con límite de elasticidad muy alto y placa o pieza obtenida por tal método.
MA36354A MA35059B1 (fr) 2011-05-12 2012-04-20 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.
EP12724659.3A EP2707515B1 (fr) 2011-05-12 2012-04-20 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite élastique et tole ou piece ainsi obtenue.
KR1020137032959A KR101903823B1 (ko) 2011-05-12 2012-04-20 초고항복점을 갖는 마텐자이트 강의 제조 방법 및 그로부터 획득되는 시트 또는 부품
ZA2013/07845A ZA201307845B (en) 2011-05-12 2013-10-21 Method for the production of martensitic steel having a very high yield point and sheet or part thus obtained

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/FR2011/000295 WO2012153009A1 (fr) 2011-05-12 2011-05-12 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012153009A1 true WO2012153009A1 (fr) 2012-11-15

Family

ID=46197584

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/FR2011/000295 WO2012153009A1 (fr) 2011-05-12 2011-05-12 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
PCT/FR2012/000156 WO2012153013A1 (fr) 2011-05-12 2012-04-20 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/FR2012/000156 WO2012153013A1 (fr) 2011-05-12 2012-04-20 Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.

Country Status (16)

Country Link
US (1) US9963756B2 (fr)
EP (1) EP2707515B1 (fr)
JP (1) JP6161597B2 (fr)
KR (2) KR101903823B1 (fr)
CN (1) CN103517996B (fr)
BR (1) BR112013029012B1 (fr)
CA (1) CA2834967C (fr)
ES (1) ES2551005T3 (fr)
HU (1) HUE027986T2 (fr)
MA (1) MA35059B1 (fr)
MX (1) MX356324B (fr)
PL (1) PL2707515T3 (fr)
RU (1) RU2550682C1 (fr)
UA (1) UA111200C2 (fr)
WO (2) WO2012153009A1 (fr)
ZA (1) ZA201307845B (fr)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150027590A1 (en) * 2012-02-23 2015-01-29 Jfe Steel Corporation Method of producing electrical steel sheet
KR20160086877A (ko) * 2013-12-11 2016-07-20 아르셀러미탈 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103146997B (zh) * 2013-03-28 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高韧性耐磨钢板及其制造方法
CA2962348C (fr) * 2014-09-22 2021-12-14 Arcelormittal Structure de bas de caisse de vehicule et caisse de vehicule
US20180044750A1 (en) 2015-02-25 2018-02-15 Hyun Jo Jun Post Annealed High Tensile Strength Coated Steel Sheet having Improved Yield Strength and Hole Expansion
WO2019226197A1 (fr) * 2018-05-25 2019-11-28 Kingston William R Acier à haute résistance résistant aux chocs
US11180824B2 (en) * 2018-03-29 2021-11-23 Nippon Steel Corporation Hot stamped article
WO2019216269A1 (fr) 2018-05-07 2019-11-14 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de production s'y rapportant
KR102109271B1 (ko) * 2018-10-01 2020-05-11 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN110129670B (zh) * 2019-04-25 2020-12-15 首钢集团有限公司 一种1300MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法
CN113528944B (zh) * 2021-06-17 2022-12-16 首钢集团有限公司 一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法
CN113755758B (zh) * 2021-09-03 2023-02-03 本钢板材股份有限公司 一种添加铈微合金制备的8mm厚热冲压钢以及其热冲压工艺

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010132945A (ja) * 2008-12-03 2010-06-17 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法
US20100230016A1 (en) * 2008-09-17 2010-09-16 Tatsuya Kumagai High-strength steel plate and producing method therefor
EP2290116A1 (fr) * 2008-11-11 2011-03-02 Nippon Steel Corporation Tôle d'acier épaisse présentant une résistance élevée et son procédé de fabrication

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4619714A (en) * 1984-08-06 1986-10-28 The Regents Of The University Of California Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes
JPS63134628A (ja) 1986-11-25 1988-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靭性を有する熱延厚鋼板の製造法
JPH01275719A (ja) 1988-04-26 1989-11-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靭性を有する厚鋼板の製造法
CN1106070A (zh) 1994-01-31 1995-08-02 沈阳重型机器厂 耐低温可焊接细晶粒厚度方向钢板
BR9811051A (pt) * 1997-07-28 2000-08-15 Exxonmobil Upstream Res Co Placa de aço, e, processo para preparar a mesma
TW459052B (en) 1997-12-19 2001-10-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness
EP1288322A1 (fr) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. Acier à tres haute résistance mécanique, procédé pour la production de cet acier et le produit obtenu
JP2004010971A (ja) 2002-06-07 2004-01-15 Nippon Steel Corp 強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法
US6811624B2 (en) * 2002-11-26 2004-11-02 United States Steel Corporation Method for production of dual phase sheet steel
FR2849864B1 (fr) * 2003-01-15 2005-02-18 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et procede de fabrication de bandes
FR2885142B1 (fr) * 2005-04-27 2007-07-27 Aubert & Duval Soc Par Actions Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
JP2007154305A (ja) * 2005-07-05 2007-06-21 Jfe Steel Kk 強度、延性及び靱性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法
EP1832667A1 (fr) * 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
JP5277648B2 (ja) * 2007-01-31 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法
JP5266804B2 (ja) 2008-03-07 2013-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 圧延非調質鋼材の製造方法
CN101676425B (zh) 2008-09-18 2011-07-20 宝山钢铁股份有限公司 高强度马氏体耐磨钢
JP2010106287A (ja) 2008-10-28 2010-05-13 Jfe Steel Corp 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
KR101091306B1 (ko) * 2008-12-26 2011-12-07 주식회사 포스코 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5439819B2 (ja) * 2009-01-09 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
JP5412915B2 (ja) 2009-03-27 2014-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法
CN101586217B (zh) 2009-06-25 2011-03-16 莱芜钢铁集团有限公司 一种低成本超高强韧马氏体钢及其制造方法
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US20130095347A1 (en) * 2010-06-14 2013-04-18 Kaoru Kawasaki Hot-stamped steel, method of producing of steel sheet for hot stamping, and method of producing hot-stamped steel

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100230016A1 (en) * 2008-09-17 2010-09-16 Tatsuya Kumagai High-strength steel plate and producing method therefor
EP2290116A1 (fr) * 2008-11-11 2011-03-02 Nippon Steel Corporation Tôle d'acier épaisse présentant une résistance élevée et son procédé de fabrication
JP2010132945A (ja) * 2008-12-03 2010-06-17 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150027590A1 (en) * 2012-02-23 2015-01-29 Jfe Steel Corporation Method of producing electrical steel sheet
US9761359B2 (en) * 2012-02-23 2017-09-12 Jfe Steel Corporation Method of producing electrical steel sheet
KR20160086877A (ko) * 2013-12-11 2016-07-20 아르셀러미탈 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법
KR101909356B1 (ko) * 2013-12-11 2018-10-17 아르셀러미탈 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법
US10196705B2 (en) 2013-12-11 2019-02-05 Arcelormittal Martensitic steel with delayed fracture resistance and manufacturing method

Also Published As

Publication number Publication date
ZA201307845B (en) 2015-06-24
JP2014517873A (ja) 2014-07-24
KR101903823B1 (ko) 2018-10-02
EP2707515A1 (fr) 2014-03-19
MX356324B (es) 2018-05-23
ES2551005T3 (es) 2015-11-13
HUE027986T2 (en) 2016-11-28
PL2707515T3 (pl) 2016-01-29
CA2834967C (fr) 2017-02-21
US20140144559A1 (en) 2014-05-29
EP2707515B1 (fr) 2015-08-19
BR112013029012A2 (pt) 2017-01-17
CN103517996A (zh) 2014-01-15
CA2834967A1 (fr) 2012-11-15
MX2013013218A (es) 2013-12-12
US9963756B2 (en) 2018-05-08
KR20160066007A (ko) 2016-06-09
JP6161597B2 (ja) 2017-07-12
UA111200C2 (uk) 2016-04-11
CN103517996B (zh) 2016-05-11
MA35059B1 (fr) 2014-04-03
KR20140018382A (ko) 2014-02-12
WO2012153013A1 (fr) 2012-11-15
BR112013029012B1 (pt) 2018-10-09
RU2550682C1 (ru) 2015-05-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2707515B1 (fr) Procede de fabrication d&#39;acier martensitique a tres haute limite élastique et tole ou piece ainsi obtenue.
EP2707513B1 (fr) Procede de fabrication d&#39;acier martensitique a tres haute resistance et tôle ou piece ainsi obtenue
EP2155915B2 (fr) Procédé de fabrication de tôles d&#39;acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP1913169B1 (fr) Procede de fabrication de tôles d&#39;acier presentant une haute resistance et une excellente ductilite, et tôles ainsi produites
EP3084014B1 (fr) Acier à haute résistance et procédé de fabrication
EP3783116B1 (fr) Tôles prerevêtues permettant la fabrication de pieces d&#39;acier revêtues et durcies a la presse
CA2680623C (fr) Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil, a ductilite amelioree
EP2171112B1 (fr) Procede de fabrication de tôles d&#39;acier a hautes caracteristiques de resistance et de ductilite, et tôles ainsi produites
EP2291547B1 (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites
CA2533023C (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
EP3307921A2 (fr) Acier à haute résistance et procédé de fabrication
FR2881144A1 (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier austenitique fer-carbone-manganese a haute resistance a la fissuration differee, et toles ainsi produites
FR2878257A1 (fr) Procede de fabrication de toles d&#39;acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d&#39;allongement, et excellente homogeneite
CA3065036A1 (fr) Procede de fabrication de pieces d&#39;acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2011104443A1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;une pièce a partir d&#39;une tôle revêtue d&#39;aluminium ou d&#39;alliage d&#39;aluminium
EP3274483B1 (fr) Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
WO2009115702A2 (fr) Procede de fabrication de t^les d&#39;acier inoxydable austenitique a hautes caracteristiques mecaniques, et tôles ainsi obtenues

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11728306

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 11728306

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1