WO2016016707A1 - Procédé de fabrication de tôles d'acier pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé - Google Patents

Procédé de fabrication de tôles d'acier pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé Download PDF

Info

Publication number
WO2016016707A1
WO2016016707A1 PCT/IB2015/001273 IB2015001273W WO2016016707A1 WO 2016016707 A1 WO2016016707 A1 WO 2016016707A1 IB 2015001273 W IB2015001273 W IB 2015001273W WO 2016016707 A1 WO2016016707 A1 WO 2016016707A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sheet
steel
rolled
weight
press
Prior art date
Application number
PCT/IB2015/001273
Other languages
English (en)
Inventor
Sébastien COBO
Juan David PUERTA VELASQUEZ
Martin Beauvais
Catherine Vinci
Original Assignee
Arcelormittal
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=51610400&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2016016707(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Priority to KR1020177034083A priority Critical patent/KR102129162B1/ko
Priority to MX2017001374A priority patent/MX2017001374A/es
Priority to BR112017007999-2A priority patent/BR112017007999B1/pt
Priority to RU2017106289A priority patent/RU2667189C2/ru
Priority to EP15753989.1A priority patent/EP3175006B1/fr
Priority to CN201580041638.2A priority patent/CN106574348B/zh
Priority to CA2956537A priority patent/CA2956537C/fr
Application filed by Arcelormittal filed Critical Arcelormittal
Priority to UAA201701941A priority patent/UA118298C2/uk
Priority to KR1020177005391A priority patent/KR101820273B1/ko
Priority to JP2017504820A priority patent/JP6580123B2/ja
Priority to US15/500,090 priority patent/US20170253941A1/en
Priority to PL15753989T priority patent/PL3175006T3/pl
Priority to ES15753989T priority patent/ES2732319T3/es
Publication of WO2016016707A1 publication Critical patent/WO2016016707A1/fr
Priority to CONC2017/0001981A priority patent/CO2017001981A2/es
Priority to US15/610,084 priority patent/US9845518B2/en
Priority to US17/217,770 priority patent/US20210214816A1/en

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0236—Cold 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/261—After-treatment in a gas atmosphere, e.g. inert or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a method of manufacturing steel sheets intended to obtain parts with very high mechanical strength after curing in press.
  • Pressurized hardening is known to heat steel flasks at a temperature sufficient to achieve austenitic transformation, and then to hot stamp the blanks by holding them within the tooling. of the press so as to obtain quenching microstructures.
  • a cold pre-cold-drawing can be carried out beforehand on the blanks before heating and curing in press.
  • These blanks may be pre-coated, for example aluminum alloy or zinc.
  • the pre-coating diffuses with the steel substrate to form a compound providing protection of the surface of the workpiece against decarburization and scale formation. This compound is suitable for hot forming.
  • the parts thus obtained are used in particular as structural elements in motor vehicles to provide anti-intrusion or energy absorption functions.
  • the application of the bumper rails, door reinforcements or foot support or the longitudinal members can also be used for example for the manufacture of tools or parts of agricultural machines.
  • publication EP 2 137 327 discloses a steel composition containing: 0.040% ⁇ C ⁇ 0.100%, 0.80% ⁇ Mn ⁇ 2.00%, Si ⁇ 0.30%, S ⁇ 0.005%, P ⁇ 0.030 %, 0.010% ⁇ AI ⁇ 0.070%, 0.015% ⁇ Nb ⁇ 0, 100%, 0.030% ⁇ Ti ⁇ 0.080%, N ⁇ 0.009%, Cu, Ni, Mo ⁇ 0.100%, Ca ⁇ 0.006%, which allows get a tensile strength Rm after press curing greater than 500 MPa.
  • the presence of hardening and / or hardening elements in greater quantity may have consequences during the thermomechanical manufacturing process since a possible variation of certain parameters (end of rolling temperature, winding temperature, speed variation cooling in the width direction of the rolled strip) can lead to a variation of the mechanical properties within the sheet.
  • a steel composition that is insensitive to a variation of certain manufacturing parameters is therefore sought so as to produce a sheet having a good homogeneity of mechanical properties.
  • the present invention aims to solve all of the problems mentioned above by means of an economical manufacturing process.
  • the subject of the invention is a rolled steel sheet, for press hardening, the chemical composition of which comprises the contents being by weight: 0.24% ⁇ C ⁇ 0.38%, 0.40% % ⁇ Mn ⁇ 3%, 0.10% ⁇ Si ⁇ 0.70%, 0.015% ⁇ AI ⁇ 0.070%, 0% ⁇ Cr ⁇ 2%, 0.25% ⁇ Ni ⁇ 2%, 0.015% ⁇ Ti ⁇ 0.10%, 0% ⁇ Nb ⁇ 0.060%, 0.0005% ⁇ B ⁇ 0.0040%, 0.003% ⁇ N ⁇ 0.010%, 0.0001% ⁇ S ⁇ 0.005%, 0.0001% ⁇ P ⁇ 0.025%, it being understood that the contents of titanium and of nitrogen satisfy: Ti / N> 3.42, and that the carbon contents,
  • manganese, chromium and silicon satisfy: 2.6C H 1 1- ⁇ 1,1%, the
  • the sheet optionally comprising one or more of the following: 0.05% ⁇ Mo ⁇ 0.65%, 0.001% ⁇ W ⁇ 0.30%, 0.0005% ⁇ Ca ⁇ 0.005%, the remainder being iron and unavoidable impurities from the production, the sheet containing a nickel content Ni SU r f at any point of the steel in the vicinity of the surface of said sheet to a depth ⁇ , such that: Ni surf > Ni n0 m, Ni n0 m designating the nominal nickel content of steel, and such that, Ni ma x denoting the maximum nickel content within
  • the composition of the sheet comprises, by weight: 0.32% ⁇ C ⁇ 0.36%, 0.40% ⁇ Mn ⁇ 0.80%, 0.05% ⁇ Cr ⁇ 1, 20% .
  • the composition of the sheet comprises, by weight: 0.24%
  • the silicon content of the sheet is preferably such that: 0.50% ⁇ Si ⁇ 0.60%.
  • the composition comprises, by weight: 0.30% ⁇ Cr ⁇ 0.50%.
  • the composition of the sheet comprises, by weight: 0.30% ⁇ Ni
  • the titanium content is preferably such that: 0.020% ⁇ Ti.
  • composition of the sheet advantageously comprises: 0.020% ⁇ Ti ⁇ 0.040%.
  • the composition comprises, by weight: 0.15% ⁇ Mo ⁇ 0.25%.
  • the composition comprises, by weight, preferentially: 0.010% ⁇ Nb ⁇ 0.060%, and very preferably: 0.030% ⁇ Nb ⁇ 0.050%.
  • the composition comprises, by weight: 0.50% ⁇ Mn ⁇ 0.70%.
  • the microstructure of the steel sheet is ferrito-pearlitic.
  • the steel sheet is a hot-rolled sheet.
  • the sheet is a cold-rolled and annealed sheet.
  • the steel sheet is pre-coated with a metal layer of aluminum or aluminum alloy or aluminum-based.
  • the steel sheet is pre-coated with a metal layer of zinc or zinc alloy or zinc-based.
  • the steel sheet is pre-coated with one or more layers of intermetallic alloys containing aluminum and iron, and optionally silicon, the pre-coating containing no aluminum free, phase ⁇ 5 of the type Fe 3 Si 2 Ali 2 , and 7- 6 of the type Fe 2 Si 2 Al 9 .
  • the invention also relates to a part obtained by hardening in press of a steel sheet of composition according to any of the above modes, martensitic structure or martensito-bainitic.
  • the press-hardened part contains a nominal nickel content Ni n0 m, and is characterized in that the nickel Ni content on f in the steel in the vicinity of the surface is greater than Ni n0 m over a depth ⁇ , and in that, Ni max denoting the maximum nickel content within ⁇
  • Ni max and Ni n0 m being expressed in percentages by weight.
  • the press-hardened part advantageously has a mechanical strength Rm greater than or equal to 1800 MPa.
  • the press-hardened part is coated with an aluminum alloy or aluminum-based alloy, or with a zinc alloy or zinc-based alloy resulting from the diffusion between the steel substrate and the pre-coating, during the press hardening heat treatment.
  • the subject of the invention is also a process for manufacturing a hot-rolled steel sheet, comprising the successive stages in which a semi-product of chemical composition is cast according to one of the modes presented above, and then it is heated to a temperature of between 1250 and 1300 ° C for a holding time at this temperature of between 20 and 45 minutes.
  • the half-product is hot-rolled to a TFL end-of-flow temperature of between 825 and 950 ° C., to obtain a hot-rolled sheet, and then the hot-rolled sheet is rolled at a temperature of between 500 and 750. ° C, to obtain a hot rolled and wound, and then etch the oxide layer formed in the previous steps.
  • the subject of the invention is also a process for manufacturing a cold-rolled and annealed sheet, characterized in that it comprises the successive steps according to which a hot-rolled, wound and pickled sheet, manufactured by the method described, is supplied. above and then cold rolled this hot rolled sheet, wound and stripped, to obtain a cold rolled sheet. This cold-rolled sheet is then annealed at a temperature between 740 and 820 ° C. to obtain a cold-rolled and annealed sheet.
  • a rolled sheet manufactured according to one of the above processes is supplied, then a pre-coating is carried out continuously by dipping, the pre-coating being aluminum or an alloy aluminum or aluminum-based, or zinc or a zinc alloy or zinc-based.
  • the subject of the invention is also a process for manufacturing a pre-coated and pre-alloyed sheet, according to which a rolled sheet is supplied according to one of the above processes, and then continuous pre-coating is carried out at quenched with an aluminum alloy or aluminum-based, and then a pre-heat treatment of the pre-coated sheet is carried out at a temperature ⁇ of between 620 and 680 ° C.
  • the pre-coating for a holding period of between 6 and 15 hours , so that the pre-coating no longer contains free aluminum, of phase ⁇ 5 of the Fe 3 Si 2 Ali 2 type, and ⁇ 5 of the Fe 2 Si 2 Al 9 type , and so as not to provoke austenitic transformation in the steel substrate, the pre-treatment being carried out in an oven under an atmosphere of hydrogen and nitrogen.
  • the subject of the invention is also a manufacturing method, of a press hardened part, comprising the successive steps according to which a sheet made by a method according to any one of the above modes is supplied, then said sheet is cut to obtain a blank, then optionally performs a deformation step by cold stamping the blank.
  • the blank is heated to a temperature of between 810 and 950 ° C. to obtain a totally austenitic structure in the steel and then the blank is transferred into a press.
  • the blank is hot stamped to obtain a part, then it is held in the press to obtain a hardening by martensitic transformation of the austenitic structure.
  • FIG. 1 schematically shows the variation of the nickel content in the vicinity of the surface of press-hardened sheets or parts, and illustrates certain parameters defining the invention: Ni max , Ni SU ref, Ni n0 m, ⁇ .
  • FIG. 2 shows the mechanical strength of hot stamped and press-hardened parts, as a function of a parameter combining the contents of C, Mn, Cr and Si, sheets.
  • FIG. 3 shows the diffusible hydrogen content, measured on hot stamped pieces and hardened in press, as a function of a parameter expressing the overall nickel content in the vicinity of the surface of the sheets.
  • FIG. 4 shows the diffusible hydrogen content measured on hot-stamped and press-hardened parts, as a function of the nickel enrichment intensity in the surface layer of the sheets.
  • Figure 5 shows the variation of the nickel content in the vicinity of the sheet surface of different compositions.
  • Figure 6 shows the variation of the nickel content in the vicinity of the surface of sheets of identical composition, having undergone two modes of preparation of the surface before curing in press.
  • FIG. 7 shows the variation of the diffusible hydrogen content as a function of the enrichment intensity of nickel in the surface layer, for sheets having undergone two modes of preparation of the surface before curing in press.
  • FIGS 8 and 9 show the structures of hot-rolled sheet according to the invention.
  • the thickness of the steel sheet used in the process according to the invention is preferably between 0.5 and 4 mm, thickness range used in particular in the manufacture of structural parts or reinforcement for the automotive industry. . This can be obtained by hot rolling or subsequent cold rolling and annealing. This thickness range is suitable for industrial press hardening tools, especially hot stamping presses.
  • the steel contains the following elements, the composition being expressed by weight: a carbon content of between 0.24 and 0.38%.
  • This element plays a major role in the quenchability and the mechanical strength obtained after the cooling following the austenitization treatment. Below a content of 0.24% by weight, the mechanical strength level of 1800 MPa can not be reached after hardening by press-hardening, without additional addition of expensive elements. Beyond a content of 0.38% by weight, the risk of delayed cracking is increased, and the ductile / brittle transition temperature, measured from tests of Charpy-type notched bending, becomes greater than -40. ° C, which reflects an excessive decrease in toughness.
  • a carbon content of between 0.32% and 0.36% by weight makes it possible to obtain the properties in question in a stable manner, maintaining weldability at a satisfactory level and limiting the production costs.
  • the spot welding ability is particularly good when the carbon content is between 0.24 and 0.28%.
  • the carbon content must also be defined in conjunction with the manganese, chromium and silicon contents.
  • manganese plays a role on the quenchability: its content must be greater than 0.40% by weight to obtain a temperature Ms of beginning of transformation (austenite ⁇ martensite) during cooling in press, sufficiently low This increases the resistance Rm.
  • Ms of beginning of transformation austenite ⁇ martensite
  • Rm resistance of beginning of transformation
  • the limitation of the manganese content to 3% makes it possible to obtain an increased resistance to delayed cracking. Indeed, manganese segregates at austenitic grain boundaries and increases the risk of intergranular rupture in the presence of hydrogen.
  • the resistance to delayed cracking comes in particular from the presence of a surface layer enriched in nickel.
  • the manganese content is preferably defined together with the carbon content, optionally in chromium: when the carbon content is between 0.32 and 0.36% by weight, a Mn content of between 0.40 and 0.80% and a chromium content of between 0.05 and 1.20%, allow simultaneous excellent resistance to delayed cracking thanks to the presence of a particularly effective nickel-enriched surface layer, and a very good aptitude for mechanical cutting of the sheets.
  • the content of Mn is ideally between 0.50 and 0.70% to reconcile the achievement of a high mechanical strength and a resistance to delayed cracking,
  • the spot welding ability is particularly good.
  • the silicon content of the steel must be between 0.10 and 0.70% by weight: a silicon content greater than 0.10% makes it possible to obtain additional hardening and contributes to the deoxidation of the steel liquid. Its content must however be limited to 0.70% to avoid the excessive formation of surface oxides during the reheating and / or annealing steps, and not to damage the coating by dipping.
  • the silicon content is preferably greater than 0.50% in order to avoid a softening of the fresh martensite, which can occur when the workpiece is held in the press tooling after the martensitic transformation.
  • the silicon content is preferably less than 0.60% so that the transformation temperature at heating Ac3 (ferrite + perlite ⁇ austenite) is not too high. In the opposite case, this makes it necessary to heat the blanks before hot stamping at a higher temperature, which is detrimental to the productivity of the process.
  • aluminum is an element promoting deoxidation in the liquid metal during the preparation, and the precipitation of nitrogen.
  • its content is greater than 0.070%, coarse aluminates may be formed during processing which tend to reduce ductility.
  • its content is between 0.020 and 0.060%.
  • the chromium increases the quenchability and contributes to obtaining Rm at the desired level after curing in press. Beyond a content equal to 2% by weight, the effect of chromium on the homogeneity of the mechanical properties in the press-hardened part is saturated. In an amount preferably between 0.05 and 1, 20%, this element contributes to increasing the resistance.
  • a chromium addition of between 0.30 and 0.50% makes it possible to obtain the desired effects on mechanical strength and delayed cracking, by limiting the costs of addition.
  • the manganese content is sufficient, it is that is to say between 1, 50% and 3% Mn, it is considered that the addition of chromium is optional, the quenchability obtained with manganese being considered sufficient.
  • FIG. 2 illustrates the mechanical strength of hardened blanks in press. for different steel compositions with varying contents of carbon (between 0.22 and 0.36%), manganese (between 0.4 and 2.6%) and chromium (between 0 and 1.3%) and silicon (between 0.1 and
  • the data illustrated in Figure 2 relate to blanks heated in the austenitic range at a temperature of 850 or 900 ° C maintained at this temperature for 150s, then hot stamped and quenched by holding in the tool.
  • the line 1 designates the lower envelope of the mechanical strength results.
  • a minimum value of 1800 MPa is obtained when the parameter Pi is greater than 1.1%.
  • the transformation temperature Ms during press cooling is less than 365 ° C.
  • the fraction of martensite autorevenue under the effect of the maintenance in the press tooling, is extremely limited, so that the very high amount of unreturned martensite makes it possible to obtain a high value of mechanical strength.
  • Titanium has a high affinity for nitrogen. Given the nitrogen content of the steels of the invention, the titanium content must be greater than or equal to 0.015% so as to obtain effective precipitation. In an amount greater than 0.020% by weight, the titanium protects the boron so that this element is in free form to play its full effect on the quenchability. Its content must be greater than 3.42N, this quantity being defined by the stoichiometry of the TiN precipitation, so as to avoid the presence of free nitrogen. Above 0.10%, however, there is a risk of forming in the liquid steel, coarse titanium nitrides which play a detrimental role on toughness. The titanium content is preferably between 0.020 and 0.040%, so as to form fine nitrides which limit the growth of the austenitic grains during the heating of the blanks before hot stamping.
  • the niobium forms niobium carbonitrides which are also likely to limit the growth of the austenitic grains during the heating of the blanks. Its content must, however, be limited to 0.060% because of its ability to limit recrystallization during hot rolling, which increases the rolling forces and the difficulty of manufacture. The optimal effects are obtained when the niobium content is between 0.030 and 0.050%.
  • boron greatly increases the quenchability. By diffusing at the austenitic grain boundaries, it exerts a favorable influence in preventing the intergranular segregation of phosphorus. Above 0.0040%, this effect is saturated.
  • a nitrogen content greater than 0.003% makes it possible to obtain a precipitation of TiN, Nb (CN) or of (Ti, Nb) (CN) mentioned above in order to limit the growth of the austenitic grain.
  • the content should however be limited to 0.010% so as to avoid the formation of coarse precipitates.
  • the sheet may contain molybdenum in quantity between 0.05 and 0.65% by weight: this element forms a co-precipitation with niobium and titanium. These precipitates are very thermally stable, reinforcing the limitation of austenitic grain growth during heating. An optimal effect is obtained for a molybdenum content of between 0.15 and 0.25%.
  • the steel may also comprise tungsten in an amount between 0.001 and 0.30% by weight. In the amounts indicated, this element increases the quenchability and curing ability through carbide formation.
  • the steel can also contain calcium in a quantity between 0.0005 and 0.005%: by combining with oxygen and sulfur, calcium makes it possible to avoid the formation of large inclusions which are harmful to the ductility of the sheets or parts thus manufactured.
  • the phosphorus content is between 0.001 and 0.025% by weight. In excessive content, this element segregates at the austenitic grain boundaries and increases the risk of delayed cracking by intergranular rupture.
  • nickel is an important element of the invention: in fact, the inventors have demonstrated that this element, in an amount of between 0.25% and 2% by weight, very significantly reduces the sensitivity to delayed fracture when it is concentrated on the surface of the sheet or part in a specific form:
  • FIG. 1 diagrammatically illustrates certain characteristic parameters of the invention: the variation of the nickel content of a steel in the vicinity of the surface of the sheet, for which a surface enrichment has been noted.
  • the steel has a nominal nickel content Ni n0 m- Thanks to the manufacturing process to be described later, the steel sheet is enriched with nickel in the vicinity of its surface, up to a maximum Ni max .
  • This maximum Ni max may be on the surface of the sheet, as shown in Figure 1, or slightly below this surface, a few tens or hundreds of nanometers below it, without this changing the following description and the results of the invention.
  • the variation of the nickel content may not be linear as shown schematically in FIG. 1, but adopt a characteristic profile resulting from diffusion phenomena.
  • the definition of characteristic parameters that follows, is also valid for this type of profile.
  • the nickel-enriched surface zone is therefore characterized by the fact that at any point the local nickel content Ni SU r f of the steel is such that: Ni surf > Ni n0 m. This enriched zone has a depth ⁇ .
  • This first parameter characterizes the overall nickel content in the enriched layer ⁇ and corresponds to the hatched area shown in FIG.
  • the second parameter P 3 is defined by:
  • P 3 This second parameter characterizes the average nickel concentration gradient, that is to say the intensity of the enrichment within the ⁇ layer.
  • the inventors have sought the conditions which make it possible to avoid the delayed cracking of parts with very high mechanical strength hardened under press. It will be recalled that this process is characterized by the fact that blanks of steel, bare or pre-coated with a metal coating (aluminum or aluminum alloy, zinc or zinc alloy), are heated. here being then transferred to a hot stamping press. During the heating step, the water vapor possibly present in a smaller quantity in the oven is adsorbed on the surface of the blank. Hydrogen from the dissociation of water can be dissolved in the austenitic steel substrate at high temperature. The introduction of hydrogen is thus facilitated by an oven atmosphere with a high dew point, a high austenitization temperature and a long holding time.
  • a metal coating aluminum or aluminum alloy, zinc or zinc alloy
  • the solubility of hydrogen decreases very strongly.
  • the alloying coating between the optional metal pre-coating and the steel substrate forms a substantially water-proof barrier to hydrogen desorption.
  • a significant diffusible hydrogen content will therefore increase the risk of delayed cracking for a martensitic steel substrate.
  • the inventors have therefore sought means for lowering the diffusible hydrogen content hot stamped part at a very low level, that is to say less than or equal to 0.16ppm. This level makes it possible to guarantee the absence of cracking on a part subjected to bending stress under a stress equal to that of the elastic limit of the material, for a duration of 150 hours.
  • FIG. 3 established for parts cured in a resistance press Rm of between 1800 and 2140 MPa, indicates that the content of diffusible hydrogen depends on the parameter P 2 above.
  • a diffusible hydrogen content of less than 0.16 ppm is obtained when ⁇ max + Ni " om ⁇ ⁇ ( ⁇ )> 0.6, the depth ⁇ being expressed in micrometres, the contents Ni max and Ni n0 m being expressed in percentages in weight.
  • the rest of the composition of the steel consists of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
  • This semi-finished product can be in the form of a slab of thickness typically between 200 and 250 mm, or a slab whose typical thickness is of the order of a few tens of millimeters, or in any other suitable form. This is brought to a temperature between 1250 and 1300 ° C and maintained in this temperature range for a period of between 20 and 45 minutes.
  • an oxide layer substantially rich in iron and manganese is formed for the composition of the steel of the invention, in which the solubility of the nickel is very high. low, the nickel remains in metallic form.
  • this oxide layer In parallel with the growth of this oxide layer, nickel is diffused towards the interface between the oxide and the steel substrate thus causing the appearance of a layer enriched in nickel in the steel.
  • the thickness of this layer depends in particular on the nominal nickel content of the steel, and the temperature and maintenance conditions defined above.
  • this enriched initial layer simultaneously undergoes:
  • a production cycle of a hot-rolled sheet typically comprises:
  • the inventors have demonstrated that a variation of the parameters of hot rolling and winding, in the ranges defined by the invention, did not modify the mechanical characteristics significantly, so that the process was tolerant to a certain variation. within these ranges, without any significant impact on the resulting products.
  • the hot-rolled sheet is etched by a method known per se, which only removes the oxide layer, so that the The nickel-enriched layer is located near the surface of the sheet.
  • cold rolling is carried out with a suitable reduction ratio, for example between 30 and 70%, then annealing at a temperature typically between 740 and 820 ° C. so as to obtain a recrystallization of the hardened metal.
  • the sheet may be cooled so as to obtain an uncoated sheet, or continuously coated by passing through a dip bath, according to methods known per se, and finally cooled.
  • the step which had a predominant influence on the characteristics of the nickel-enriched layer on the final sheet was the step of heating the slabs, in a specific range of temperature and hold time.
  • the annealing cycle of the cold rolled sheet, whether or not a coating step has only a secondary influence on the characteristics of the nickel-enriched surface layer.
  • the characteristics of the enrichment nickel of this layer are substantially identical on a hot-rolled sheet and on a sheet which has further undergone a cold rolling and annealing, whether or not it includes a pre-coating step dipping.
  • This pre-coating may be aluminum, an aluminum alloy (comprising more than 50% aluminum) or an aluminum-based alloy (of which aluminum is the majority constituent).
  • This pre-coating is advantageously an aluminum-silicon alloy comprising by weight 7-15% of silicon, 2 to 4% of iron, optionally between 15 and 30 ppm of calcium, the remainder being aluminum and unavoidable impurities resulting from the preparation.
  • the pre-coating may also be an aluminum alloy containing 40-45% Zn, 3-10% Fe, 1 -3% Si, the balance being aluminum and unavoidable impurities resulting from the elaboration.
  • the pre-coating may be an aluminum alloy coating, which is in the form of intermetallic compounds comprising iron.
  • This type of pre-coating is obtained by performing a heat pre-treatment of the sheet pre-coated with aluminum or aluminum alloy. This thermal pretreatment is carried out at a temperature ⁇ - 1 during a holding period ti, so that the pre-coating no longer contains free aluminum, of phase ⁇ 5 of the Fe 3 Si 2 Ali 2 type, and ⁇ Q of the type Fe 2 Si 2 Al 9, and so as not to cause austenitic transformation in the steel substrate.
  • the temperature ⁇ is between 620 and 680 ° C.
  • is between 6 and 15 hours.
  • This type of pre-coating then makes it possible to heat the blanks, before the hot-stamping step, with a much faster speed, which makes it possible to minimize the holding time at high temperature during the heating of the blanks. that is to say to reduce the amount of hydrogen adsorbed during this blank heating step.
  • the pre-coating may be galvanized, or galvanized-alloy, that is to say having an amount of iron of between 7-12% after heat treatment of alloying realized with the parade immediately after the bath of galvanization.
  • the pre-coating may also be composed of a superposition of deposited layers in successive steps, at least one of the layers may be aluminum or an aluminum alloy.
  • the sheets are cut or punched by methods known per se, so as to obtain blanks whose geometry is related to the final geometry of the stamped part and cured in press.
  • the cutting of sheets comprising in particular between 0.32 and 0.36% C, between 0.40 and 0.80% Mn, between 0.05 and 1, 20% Cr, is particularly easy because of the low mechanical resistance at this stage, associated with a ferrito-pearlitic microstructure.
  • These blanks are heated to a temperature between 810 and 950 ° C so as to completely austenitize the steel substrate, hot-stamped, and then held in the press tool so as to obtain a martensitic transformation.
  • the degree of deformation applied during the hot stamping step may be greater or lesser depending on whether a cold deformation step (stamping) was carried out before or after the austenitization treatment.
  • the inventors have demonstrated that the thermal heating cycles for press curing, which consist of heating the blanks in the vicinity of the transformation temperature Ac3, and then keeping them at this temperature for a few minutes, did not cause any problems. substantial modification of the nickel-enriched layer.
  • the characteristics of the nickel-enriched surface layer are similar on the sheet before curing in press, and on the part after curing in press, obtained from this sheet.
  • compositions of the invention which have a lower Ac3 transformation temperature than conventional steel compositions, it is possible to austenitize the blanks with reduced holding-time temperatures, which makes it possible to reduce the possible adsorption. hydrogen in the heating furnaces.
  • the following embodiments will illustrate advantages conferred by the invention.
  • the cooling rate measured between 750 ° C and 400 ° C is between 180 and 210 ° C / s.
  • the tensile strength Rm was measured on the resulting martensitic structural parts using ISO 12.5 x 50 tensile test pieces.
  • thermodisorption in this method, a test sample is heated up to 900 ° C. an infrared heating oven under a stream of nitrogen. The hydrogen content from desorption is measured as a function of temperature. The diffusible hydrogen is quantified by all of the desorbed hydrogen between room temperature and 360 ° C.
  • Examples AD show that a composition containing in particular a C content of between 0.32 and 0.36%, an Mn content of between 0.40 and 0.80% Mn, a chromium content of between 0.05 and and 1, 20%, in combination with a nominal Ni content of 0.30-1, 20% and a specific enriched layer in this element, make it possible to obtain a resistance Rm greater than 1950 MPa and a diffusible hydrogen content at a value less than or equal to 0.16ppm.
  • test A shows that the Ni content can be lowered between 0.30 and 0.50%, which makes it possible to obtain satisfactory results in terms of mechanical strength and resistance to delayed cracking, in economic conditions of manufacture.
  • Examples E-F show that satisfactory results can be obtained with a composition containing in particular a carbon content of between 0.24 and 0.28% and a manganese content of between
  • Examples G-K have a diffusible hydrogen content greater than 0.25 ppm, because the steels do not have a nickel-enriched surface layer.
  • Examples JK correspond to steel compositions whose parameter P t is less than 1.1%, so that a resistance Rm of 1800 MPa is not obtained after curing in press.
  • the variation of the nickel content in FIG. function of the depth measured with respect to the surface of the sheet, measured by SDL technique.
  • the marks next to each curve correspond to the reference of the steel.
  • the sheets according to the invention have an enrichment in the surface layer.
  • a variation in the chromium content of 0.51 to 1.05% makes it possible to preserve an enrichment in the superficial layer. satisfying the conditions of the invention.
  • Hot-rolled steel sheet was supplied with the composition corresponding to that of the steels E and F above, that is to say respectively containing a Ni content of 1% and 1.49%, manufactured in the conditions mentioned above.
  • FIG. 6 illustrating the nickel content measured by Luminescent Discharge Spectroscopy from the surface for the sheet F, shows that in the preparation method X, a nickel-enriched surface layer is present (curve marked X), whereas the grinding removed the oxide layer and the nickel-enriched underlayer (curve marked Y)
  • FIG. 7 shows the diffusible hydrogen content as a function of the steel composition and the method of preparation.
  • the reference EX is for example relative to the sheet and hot stamped part made from the steel composition E, with the method of preparation X.
  • FIGS. 8 and 9 show the respective microstructures of the hot rolled sheets of the T and V tests. It can be seen that the ferrito-pearlitic microstructures are very similar for both conditions.
  • the hot-rolled sheets were continuously etched to remove only the oxide layer formed in the previous steps, leaving the nickel-enriched layer in place.
  • the sheets were then rolled to a target thickness of 1.4mm. Whatever the hot rolling conditions, the desired thickness could be achieved, the rolling forces being similar for the different conditions.
  • Blanks obtained from the test conditions T in Table 4 above were then cut, heated under different conditions and then hot stamped. In all cases, the rapid cooling thus obtained imparts a martensitic structure to the steel substrate. Some parts have also undergone a thermal cycle of paint baking. Temperature
  • the invention allows the manufacture of hardened parts in press, simultaneously offering a very high mechanical strength and resistance to delayed cracking. These parts will be used profitably as structural parts or reinforcement in the field of automotive construction.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

L'invention concerne une tôle d'acier laminée, pour durcissement sous presse, dont la composition chimique comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,24% ≤ C ≤ 0,38%, 0,40% ≤ Mn ≤ 3%, 0,10% ≤ Si ≤ 0,70%, 0,015% ≤ Al ≤ 0,070%, 0% ≤ Cr ≤ 2%, 0,25% ≤ Ni ≤ 2%, 0,015% ≤ Ti ≤ 0,10%, 0 % ≤ Nb ≤ 0,060%, 0,0005% ≤ B ≤ 0,0040%, 0,003% ≤ N ≤ 0,010%, 0,0001 % ≤ S ≤ 0,005%, 0,0001 % ≤ P ≤ 0,025%, étant entendu que les teneurs en titane et en azote satisfont à :Ti/N >3,42, et que les teneurs en carbone, manganèse, chrome et silicium satisfont à : formule (I), la composition chimique comprenant optionnellement un ou plusieurs des éléments suivants: 0,05% ≤ Mo ≤ 0,65%, 0,001 % ≤ W ≤ 0,30%%, 0,0005 % ≤ Ca ≤ 0,005%, le reste étant constitué de fer et d'impuretés inévitables provenant de l'élaboration, la tôle contenant une teneur en nickel Nisurf en tout point de l'acier au voisinage de la surface de ladite tôle sur une profondeur Δ, telle que :Nisurf > Ninom, Ninom désignant la teneur nominale en nickel de l'acier, et telle que, Nimax désignant la teneur maximale en nickel au sein de Δ : formule (II) et telle que : formule (III) profondeur Δ étant exprimée en micromètres, les teneurs Nimax et Ninom étant exprimées en pourcentages en poids.

Description

PROCEDE DE FABRICATION DE TÔLES D'ACIER
POUR DURCISSEMENT SOUS PRESSE, ET PIECES OBTENUES PAR CE PROCEDE
L'invention concerne un procédé de fabrication de tôles d'acier destinées à obtenir des pièces à très haute résistance mécanique après durcissement sous presse. On sait que le durcissement par trempe sous presse (ou « press hardening ») consiste à chauffer des flans d'acier à une température suffisante pour obtenir une transformation austénitique, puis à emboutir à chaud les flans en les maintenant au sein de l'outillage de la presse de façon à obtenir des microstructures de trempe. Selon une variante du procédé, un pré-emboutissage à froid peut être effectué préalablement sur les flans avant chauffage et durcissement sous presse. Ces flans peuvent être pré-revêtus, par exemple d'alliage d'aluminium ou de zinc. Dans ce cas, lors du chauffage en four, le pré-revêtement s'allie par diffusion avec le substrat d'acier pour former un composé assurant une protection de la surface de la pièce contre la décarburation et la formation de calamine. Ce composé est apte à la mise en forme à chaud.
Les pièces ainsi obtenues sont notamment utilisées comme éléments de structure dans les véhicules automobiles pour assurer des fonctions d'anti- intrusion ou d'absorption d'énergie. On citera ainsi par exemple à titre d'application les traverses de pare-choc, renforts de portière ou de pied milieu ou les longerons. De telles pièces durcies sous presse peuvent être aussi utilisées par exemple pour la fabrication d'outils ou de pièces de machines agricoles.
Selon la composition de l'acier et la vitesse de refroidissement obtenue dans la presse, la résistance mécanique peut atteindre un niveau plus ou moins élevé. Ainsi, la publication EP2 137 327 divulgue une composition d'acier contenant : 0,040%<C<0,100%, 0,80%<Mn<2,00%, Si<0,30%, S<0,005%, P<0,030%, 0,010%<AI<0,070%, 0,015%<Nb<0, 100%, 0,030%<Ti<0,080%, N<0,009%, Cu, Ni, Mo<0,100%, Ca<0,006%, qui permet d'obtenir une résistance mécanique en traction Rm après durcissement sous presse supérieure à 500 MPa.
L'obtention de niveaux de résistance plus élevés est divulguée par la publication FR2780984 : une tôle d'acier contenant 0,15%<C<0,5%, 0,5% <Mn<3%, 0,1 %< Si<0,5%, 0,01 %<Cr<1 %, Ti<0,2%, Al et P<0,1%, S<0,05%, 0,0005%<B<0,08%, permet d'obtenir une résistance Rm supérieure à 1000, voire 1500 MPa.
De tels niveaux de résistance sont satisfaisants pour de nombreuses applications. Cependant, les exigences de réduction de la consommation d'énergie des véhicules automobiles poussent à rechercher un allégement des véhicules encore accru grâce à l'utilisation de pièces dont le niveau de résistance mécanique serait encore plus élevé, c'est-à-dire dont la résistance Rm serait supérieure à 1800 MPa. Comme certaines pièces sont peintes et subissent un cycle de cuisson de la peinture, cette valeur devrait être atteinte avec ou sans traitement thermique de cuisson.
Or un tel niveau de résistance est généralement associé à une microstructure totalement ou très majoritairement martensitique. Il est connu que ce type de microstructure présente une moindre résistance à la fissuration différée : après durcissement à la presse, les pièces fabriquées peuvent être en effet susceptibles de fissurer ou de rompre après un certain délai, sous la conjonction de trois facteurs :
une microstructure majoritairement martensitique
une quantité d'hydrogène diffusible suffisante. Celui-ci peut être introduit lors du chauffage des flans en four avant l'étape d'emboutissage à chaud et de durcissement sous presse : en effet, la vapeur d'eau présente dans le four peut se décomposer et être adsorbée à la surface du flan, la présence de contraintes, appliquées ou résiduelles, d'un niveau suffisant.
Afin de résoudre le problème de la fissuration différée, il a été proposé de contrôler de manière rigoureuse l'atmosphère des fours de réchauffage et les conditions de découpe des flans de façon à minimiser le niveau de contraintes. Il a également été proposé d'effectuer des post-traitements thermiques sur les pièces embouties à chaud, de façon à réaliser un dégazage de l'hydrogène. Ces opérations sont cependant contraignantes pour l'industrie qui souhaite disposer d'un matériau lui permettant d'éviter ce risque et de s'affranchir de ces contraintes et de ces coûts supplémentaires. Il a également été proposé de déposer à la surface de la tôle d'acier des revêtements spécifiques permettant de diminuer l'adsorption l'hydrogène. On recherche cependant un procédé plus simple permettant d'offrir une résistance à la fissuration différée équivalente.
On recherche donc un procédé de fabrication de pièces qui permettrait d'obtenir simultanément une très haute résistance mécanique Rm, et une résistance élevée à la fissuration différée après durcissement sous presse, objectifs a priori difficiles à concilier.
D'autre part, on sait que des compositions d'acier plus riches en éléments trempants et/ou durcissants (C, Mn, Cr, Mo...) conduisent à l'obtention de tôles laminées à chaud avec une dureté plus élevée. Or cette augmentation de dureté est un frein à l'obtention de tôles laminées à froid dans une large gamme d'épaisseur, compte tenu de la puissance limitée de certains laminoirs à froid. Un niveau trop élevé de résistance au stade de la tôle laminée à chaud ne permet donc pas d'obtenir des tôles laminées à froid de très fine épaisseur. On recherche donc un procédé permettant de disposer d'une large gamme d'épaisseur en tôle laminée à froid.
Par ailleurs, la présence d'éléments trempants et/ou durcissants en plus grande quantité, peut avoir des conséquences lors du traitement thermomécanique de fabrication puisqu'une variation éventuelle de certains paramètres (température de fin de laminage, température de bobinage, variation de vitesse de refroidissement dans le sens de la largeur de la bande laminée) peut conduire à une variation des propriétés mécaniques au sein de la tôle. On recherche donc une composition d'acier peu sensible à une variation de certains paramètres de fabrication, de façon à fabriquer une tôle présentant une bonne homogénéité de propriétés mécaniques.
On recherche également une composition d'acier pouvant être revêtue aisément, notamment au trempé, de façon à ce que la tôle puisse être disponible sous différentes formes : non revêtue, ou revêtue d'alliage d'aluminium ou d'alliage de zinc, selon le souhait de l'utilisateur final. On recherche également un procédé permettant de disposer d'une tôle qui présenterait une bonne aptitude à la découpe mécanique lors de l'étape permettant d'obtenir des flans destinés au durcissement sous presse, c'est-à- dire dont la résistance mécanique ne serait pas trop élevée à ce stade, afin d'éviter une dégradation des outils de découpes ou de poinçonnage.
La présente invention a pour but de résoudre l'ensemble des problèmes évoqués ci-dessus au moyen d'un procédé de fabrication économique.
De façon surprenante, les inventeurs ont mis en évidence que ces problèmes étaient résolus en approvisionnant une tôle de la composition détaillée ci- dessous, cette tôle présentant en outre la caractéristique de présenter un enrichissement spécifique en nickel au voisinage de sa surface.
Dans ce but, l'invention a pour objet une tôle d'acier laminée, pour durcissement sous presse, dont la composition chimique comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,24%<C<0,38%, 0,40%<Mn< 3% , 0,10% <Si<0,70%, 0,015%<AI<0,070%, 0%<Cr< 2%, 0,25%<Ni< 2%, 0,015% <Ti< 0,10%, 0%<Nb<0,060%, 0,0005%<B<0,0040%, 0,003%<N<0,010%, 0,0001 %<S<0,005%, 0,0001 %<P<0,025%, étant entendu que les teneurs en titane et en azote satisfont à :Ti/N >3,42, et que les teneurs en carbone,
_ , _ Mn Cr Si
manganèse, chrome et silicium satisfont à : 2.6C H 1 1—≥1,1% , la
5.3 13 15
composition chimique comprenant optionnellement un ou plusieurs des éléments suivants: 0,05% < Mo < 0,65%, 0,001 % < W < 0,30%%, 0,0005 % < Ca < 0,005%, le reste étant constitué de fer et d'impuretés inévitables provenant de l'élaboration, la tôle contenant une teneur en nickel NiSUrf en tout point de l'acier au voisinage de la surface de ladite tôle sur une profondeur Δ, telle que :Nisurf > Nin0m, Nin0m désignant la teneur nominale en nickel de l'acier, et telle que, Nimax désignant la teneur maximale en nickel au sein de
Δ : ( max + "°'" ) x (A) > 0,6, et telle que : ( max ~ Νι"°·»^≥ 0,01 , |a profondeur
2 Δ
Δ étant exprimée en micromètres, les teneurs Nimax et Ninom étant exprimées en pourcentages en poids.
Selon un premier mode, la composition de la tôle comprend, en poids : 0,32% < C < 0,36%, 0,40% < Mn < 0,80%, 0,05% < Cr < 1 ,20%. Selon un second mode, la composition de la tôle comprend, en poids : 0,24%
< C < 0,28%, 1 ,50% < Mn < 3%.
La teneur en silicium de la tôle est préférentiellement telle que: 0,50 %≤ Si < 0,60%.
Selon un mode particulier, la composition comprend, en poids : 0,30% < Cr < 0,50%.
A titre préférentiel, la composition de la tôle comprend, en poids : 0,30 % < Ni
< 1 ,20%, et très préférentiellement : 0,30 %≤ Ni < 0,50%.
La teneur en titane est préférentiellement telle que : 0,020 % < Ti.
La composition de la tôle comprend avantageusement : 0,020 % < Ti < 0,040%.
Selon un mode préféré, la composition comprend, en poids : 0,15 % < Mo < 0,25%.
La composition comprend, en poids, préférentiellement : 0,010%< Nb < 0,060%, et très préférentiellement : 0,030 % < Nb < 0,050%.
Selon un mode particulier, la composition comprend, en poids : 0,50%< Mn < 0,70%.
Avantageusement, la microstructure de la tôle d'acier est ferrito-perlitique. Selon un mode préférentiel, la tôle d'acier est une tôle laminée à chaud.
A titre préféré, la tôle est une tôle laminée à froid et recuite.
Selon un mode particulier, la tôle d'acier est pré-revêtue d'une couche métallique d'aluminium ou d'alliage d'aluminium ou à base d'aluminium.
Selon un autre mode particulier, la tôle d'acier est pré-revêtue d'une couche métallique de zinc ou d'alliage de zinc ou à base de zinc.
Selon un autre mode, la tôle d'acier est pré-revêtue d'une couche ou de plusieurs couches d'alliages intermétalliques contenant de l'aluminium et du fer, et éventuellement du silicium, le pré-revêtement ne contenant pas d'aluminium libre, de phase τ 5 du type Fe3Si2Ali2, et 7- 6 du type Fe2Si2Al9. L'invention a également pour objet une pièce obtenue par durcissement sous presse d'une tôle d'acier de composition selon l'un quelconque des modes ci- dessus, de structure martensitique ou martensito-bainitique.
A titre préféré, la pièce durcie sous presse contient une teneur nominale en nickel Nin0m, et est caractérisée en ce que la teneur en nickel Nisurf dans l'acier au voisinage de la surface est supérieure à Nin0m Sur une profondeur Δ, et en ce que, Nimax désignant la teneur maximale en nickel au sein de Δ
. (Nimia - Nimm)
x (Δ) > 0,6, et en ce que : ≥ 0,01 , la profondeur Δ
2 A
étant exprimée en micromètres, les teneurs Nimaxet Nin0m étant exprimées en pourcentages en poids.
La pièce durcie sous presse possède avantageusement une résistance mécanique Rm supérieure ou égale à 1800 MPa.
Selon un mode préférentiel, la pièce durcie sous presse est revêtue d'un alliage d'aluminium ou à base d'aluminium, ou d'un alliage de zinc ou à base de zinc résultant de la diffusion entre le substrat d'acier et le pré-revêtement, lors du traitement thermique de durcissement sous presse.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud, comportant les étapes successives selon lesquelles on coule un demi-produit de composition chimique selon l'un des modes présentés ci-dessus, puis on le réchauffe à une température comprise entre 1250 et 1300°C pendant une durée de maintien à cette température comprise entre 20 et 45 minutes. On lamine à chaud le-demi produit jusqu'à une température de fin de laminage TFL comprise entre 825 et 950 °C, pour obtenir une tôle laminée à chaud, puis on bobine la tôle laminée à chaud à une température comprise entre 500 et 750°C, pour obtenir une laminée à chaud et bobinée, puis on décape la couche d'oxyde formée lors des étapes précédentes.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite, caractérisée en ce qu'elle comporte les étapes successives selon lesquelles on approvisionne une tôle laminée à chaud, bobinée et décapée, fabriquée par le procédé décrit ci-dessus puis on lamine à froid cette tôle laminée à chaud, bobinée et décapée, pour obtenir une tôle laminée à froid. On recuit ensuite cette tôle laminée à froid à une température comprise entre 740 et 820°C pour obtenir une tôle laminée à froid et recuite. Selon un mode avantageux, on approvisionne une tôle laminée fabriquée selon l'un des procédés ci-dessus, puis on effectue un pré-revêtement en continu au trempé, le pré-revêtement étant de l'aluminium ou un alliage d'aluminium ou à base d'aluminium, ou du zinc ou un alliage de zinc ou à base de zinc.
Avantageusement, l'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle pré-revêtue et pré-alliée, selon lequel on approvisionne une tôle laminée selon l'un des procédés ci-dessus, puis on effectue un prérevêtement en continu au trempé d'un alliage d'aluminium ou à base d'aluminium, puis on effectue un pré-traitement thermique de la tôle prérevêtue à une température θι comprise entre 620 et 680°C pendant une durée de maintien ti comprise entre 6 et 15 heures, de façon à ce que le pré- revêtement ne contienne plus d'aluminium libre, de phase τ 5 du type Fe3Si2Ali2, et τ 5 du type Fe2Si2AI9, et de façon à ne pas provoquer de transformation austénitique dans le substrat d'acier, le pré-traitement étant réalisé en four sous atmosphère d'hydrogène et d'azote.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication, d'une pièce durcie sous presse, comportant les étapes successives selon lesquelles on approvisionne une tôle fabriquée par un procédé selon l'un quelconque des modes ci-dessus, puis on découpe ladite tôle pour obtenir un flan, puis on effectue optionnellement une étape de déformation par emboutissage à froid du flan. On chauffe le flan à une température comprise entre 810 et 950°C pour obtenir une structure totalement austénitique dans l'acier puis on transfère le flan au sein d'une presse. On emboutit à chaud le flan pour obtenir une pièce, puis on maintient celle-ci au sein de la presse pour obtenir un durcissement par transformation martensitique de la structure austénitique.
L'invention a également pour objet l'utilisation d'une pièce durcie sous presse comportant les caractéristiques exposées ci-dessus, ou fabriquée selon le procédé exposé ci-dessus, pour la fabrication de pièces de structure ou de renfort pour véhicules automobiles. 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 1 présente schématiquement la variation de la teneur en nickel au voisinage de la surface de tôles ou de pièces durcies sous presse, et illustre certains paramètres définissant l'invention : Nimax, NiSUrf, Nin0m, Δ.
La figure 2 présente la résistance mécanique de pièces embouties à chaud et durcies sous presse, en fonction d'un paramètre combinant les teneurs en C, Mn, Cr et Si, des tôles.
La figure 3 présente la teneur en hydrogène diffusible, mesurée sur pièces embouties à chaud et durcies sous presse, en fonction d'un paramètre exprimant la teneur globale en nickel au voisinage de la surface des tôles. La figure 4 présente la teneur en hydrogène diffusible mesurée sur pièces embouties à chaud et durcies sous presse, en fonction de l'intensité d'enrichissement en nickel dans la couche superficielle des tôles.
La figure 5 présente la variation de la teneur en nickel au voisinage de la surface de tôles de différentes compositions.
La figure 6 présente la variation de la teneur en nickel au voisinage de la surface de tôles de composition identique, ayant subi deux modes de préparation de la surface avant durcissement sous presse.
La figure 7 présente la variation de la teneur en hydrogène diffusible en fonction de l'intensité d'enrichissement en nickel dans la couche superficielle, pour des tôles ayant subi deux modes de préparation de la surface avant durcissement sous presse.
Les figures 8 et 9 présentent les structures de tôles laminées à chaud selon l'invention.
L'épaisseur de la tôle d'acier mise en œuvre dans le procédé selon l'invention est comprise préférentiellement entre 0,5 et 4 mm, gamme d'épaisseur utilisée notamment dans la fabrication de pièces structurales ou de renfort pour l'industrie automobile. Celle-ci peut être obtenue par laminage à chaud ou faire l'objet d'un laminage à froid ultérieur et d'un recuit. Cette gamme d'épaisseur est adaptée aux outils industriels de durcissement sous presse, en particulier aux presses d'emboutissage à chaud.
Avantageusement, l'acier contient les éléments suivants, la composition étant exprimée en poids : - une teneur en carbone comprise entre 0,24 et 0,38%. Cet élément joue un grand rôle sur la trempabilité et sur la résistance mécanique obtenue après le refroidissement qui suit le traitement d'austénitisation. Au-dessous d'une teneur de 0,24% en poids, le niveau de résistance mécanique de 1800 MPa ne peut pas être atteint après durcissement par trempe sous presse, sans addition supplémentaire d'éléments coûteux. Au-delà d'une teneur de 0,38% en poids, le risque de fissuration différée est accru, et la température de transition ductile/fragile, mesurée à partir d'essais de flexion entaillée de type Charpy, devient supérieure à -40°C, ce qui traduit d'une diminution trop importante de la ténacité.
Une teneur en carbone comprise entre 0,32 et 0,36% en poids, permet d'obtenir les propriétés visées de façon stable, maintenant la soudabilité à un niveau satisfaisant et limitant les coûts de production.
L'aptitude au soudage par points est particulièrement bonne lorsque la teneur en carbone est comprise entre 0,24 et 0,28%.
Comme on le verra plus loin, la teneur en carbone doit être également définie en conjonction avec les teneurs en manganèse, chrome et silicium.
- outre son rôle de désoxydant, le manganèse joue un rôle sur la trempabilité : sa teneur doit être supérieure à 0,40% en poids pour obtenir une température Ms de début de transformation (austénite→ martensite) lors du refroidissement sous presse, suffisamment basse, ce qui permet d'accroître la résistance Rm. La limitation de la teneur en manganèse à 3% permet d'obtenir une résistance accrue à la fissuration différée. En effet, le manganèse ségrège aux joints de grains austénitiques et accroît le risque de rupture intergranulaire en présence d'hydrogène. D'autre part, comme on l'expliquera plus loin, la résistance à la fissuration différée provient notamment de la présence d'une couche superficielle enrichie en nickel. Sans vouloir être lié par une théorie, on pense que lorsque la teneur en manganèse est excessive, il se forme une couche d'oxydes épaisse lors du réchauffage des brames, si bien que le nickel n'a pas le temps de diffuser suffisamment pour se situer sous cette couche d'oxydes de fer et de manganèse.
La teneur en manganèse est définie préférentiellement conjointement avec la teneur en carbone, éventuellement en chrome : - lorsque la teneur en carbone est comprise entre 0,32 et 0,36% en poids, une teneur en Mn comprise entre 0,40 et 0,80% et une teneur en chrome comprise entre 0,05 et 1 ,20%, permettent d'obtenir simultanément une excellente résistance à la fissuration différée grâce à la présence d'une couche superficielle enrichie en nickel particulièrement efficace, et une très bonne aptitude au découpage mécanique des tôles. La teneur en Mn est idéalement comprise entre 0,50 et 0,70% pour concilier l'obtention d'une résistance mécanique élevée et d'une résistance à la fissuration différée,
- lorsque la teneur en carbone est carbone est comprise entre 0,24 et 0,28%, en association avec une teneur en manganèse comprise entre 1 ,50 et 3%, l'aptitude au soudage par points est particulièrement bonne.
Ces gammes de composition permettent d'obtenir une température Ms de début de transformation au refroidissement (austénite→martensite) comprise entre 320 et 370°C environ, ce qui permet de garantir que les pièces durcies à chaud présentent une résistance suffisamment élevée.
- la teneur en silicium de l'acier doit être comprise entre 0,10 et 0,70 % en poids : une teneur en silicium supérieure à 0,10% permet d'obtenir un durcissement supplémentaire et contribue à la désoxydation de l'acier liquide. Sa teneur doit être cependant limitée à 0,70% pour éviter la formation excessive d'oxydes superficiels lors des étapes de réchauffage et/ou de recuit, et pour ne pas nuire à la revêtabilité au trempé.
La teneur en silicium est préférentiellement supérieure à 0,50% afin d'éviter un adoucissement de la martensite fraîche, qui peut intervenir lorsque la pièce est maintenue dans l'outillage de la presse après la transformation martensitique. La teneur en silicium est préférentiellement inférieure à 0,60% de façon à ce que la température de transformation au chauffage Ac3 (ferrite+perlite→ austénite) ne soit pas trop élevée. Dans le cas contraire, ceci oblige à réchauffer les flans avant emboutissage à chaud à plus haute température, ce qui nuit à la productivité du procédé.
- en quantité supérieure ou égale à 0,015%, l'aluminium est un élément favorisant la désoxydation dans le métal liquide lors de l'élaboration, et la précipitation de l'azote. Lorsque sa teneur est supérieure à 0,070% il peut se former des aluminates grossiers lors de l'élaboration qui tendent à diminuer la ductilité. De façon optimale, sa teneur est comprise entre 0,020 et 0,060%. - le chrome augmente la trempabilité et contribue à l'obtention de Rm au niveau souhaité après le durcissement sous presse. Au delà d'une teneur égale à 2% en poids, l'effet du chrome sur l'homogénéité des propriétés mécaniques dans la pièce durcie sous presse est saturé. En quantité préférentiellement comprise entre 0,05 et 1 ,20%, cet élément contribue à l'augmentation de la résistance. Préférentiellement, une addition de chrome comprise entre 0,30 et 0,50% permet d'obtenir les effets recherchés sur la résistance mécanique et la fissuration différée, en limitant les coûts d'addition Lorsque la teneur en manganèse est suffisante, c'est-à-dire comprise entre 1 ,50% et 3%Mn, on considère que l'addition de chrome est optionnelle, la trempabilité obtenue grâce au manganèse, étant considéré comme suffisante.
Outre les conditions sur chacun des éléments C, Mn, Cr, Si définies ci- dessus, les inventeurs ont mis en évidence que ces éléments devaient être spécifiés de façon conjointe : en effet, la figure 2 illustre la résistance mécanique de flans durcis sous presse, pour différentes compositions d'acier avec des teneurs variables en carbone (entre 0,22 et 0,36%), en manganèse (entre 0,4 et 2,6%), en chrome (entre 0 et 1 ,3%) et en silicium (entre 0,1 et
„^ Mn Cr Si
0,72%), en fonction du paramètre P = 2.6C + +— +—
' K 5.3 13 15
Les données illustrées à la figure 2 sont relatives à des flans chauffés dans le domaine austénitique à une température de 850 ou 900°C maintenus à cette température pendant 150s, puis emboutis à chaud et trempés par maintien dans l'outillage. Dans tous les cas, la structure des pièces obtenues après emboutissage à chaud, est entièrement martensitique. La droite 1 désigne l'enveloppe inférieure des résultats de résistance mécanique. En dépit de la dispersion due à la variété des compositions étudiées, il apparaît qu'une valeur minimale de 1800 MPa est obtenue lorsque le paramètre Pi est supérieur à 1 ,1%. Lorsque cette condition est remplie, la température de transformation Ms lors du refroidissement sous presse est inférieure à 365°C. Dans ces conditions, la fraction de martensite autorevenue, sous l'effet du maintien dans l'outillage de presse, est extrêmement limitée, de telle sorte que la quantité très élevée de martensite non revenue permet d'obtenir une valeur élevée de résistance mécanique.
- Le titane a une forte affinité pour l'azote. Compte tenu de la teneur en azote des aciers de l'invention, la teneur en titane doit être supérieure ou égale à 0,015% de façon à obtenir une précipitation effective. En quantité supérieure à 0,020% en poids, le titane protège le bore de façon à ce que cet élément se trouve sous forme libre pour jouer son plein effet sur la trempabilité. Sa teneur doit être supérieure à 3,42N, cette quantité étant définie par la stœchiométrie de la précipitation TiN, de façon à éviter la présence d'azote libre. Au-delà de 0,10%, il existe cependant un risque de former dans l'acier liquide, des nitrures de titane grossiers qui jouent un rôle néfaste sur la ténacité. La teneur en titane est comprise préférentiellement entre 0,020 et 0,040%, de façon à former des nitrures fins qui limitent la croissance des grains austénitiques lors du réchauffage des flans avant emboutissage à chaud.
- en quantité supérieure à 0,010% en poids, le niobium forme des carbonitrures de niobium également susceptibles de limiter la croissance des grains austénitiques lors du réchauffage des flans. Sa teneur doit cependant être limitée à 0,060% en raison de son aptitude à limiter la recristallisation lors du laminage à chaud, ce qui accroît les efforts de laminage et la difficulté de fabrication. Les effets optimaux sont obtenus lorsque la teneur en niobium est comprise entre 0,030 et 0,050%.
- en quantité supérieure à 0,0005% en poids, le bore accroît très fortement la trempabilité. En diffusant aux joints de grains austénitiques, il exerce une influence favorable en empêchant la ségrégation intergranulaire du phosphore. Au-delà de 0,0040%, cet effet est saturé.
- une teneur en azote supérieure à 0,003% permet d'obtenir une précipitation de TiN, de Nb(CN), ou de (Ti,Nb)(CN) mentionnée ci-dessus afin de limiter la croissance du grain austénitique. La teneur doit être cependant limitée à 0,010% de façon à éviter la formation de précipités grossiers.
- à titre optionnel, la tôle peut contenir du molybdène en quantité comprise entre 0,05 et 0,65% en poids: cet élément forme une co-précipitation avec le niobium et le titane. Ces précipités sont très stables thermiquement, renforçant la limitation de la croissance du grain austénitique au chauffage. Un effet optimal est obtenu pour une teneur en molybdène comprise entre 0,15 et 0,25%.
- A titre optionnel, l'acier peut également comprendre du tungstène en quantité comprise entre 0,001 et 0,30%% en poids. Dans les quantités indiquées, cet élément augmente la trempabilité et l'aptitude au durcissement grâce à la formation de carbures.
- 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.
- en quantités excessives, le soufre et le phosphore conduisent à une fragilité augmentée. C'est pourquoi la teneur pondérale en soufre est limitée à
0,005% de façon à éviter une formation excessive de sulfures. Une teneur en soufre extrêmement basse, c'est-à-dire inférieure à 0,001 % est cependant inutilement coûteuse à réaliser dans la mesure où elle n'apporte pas de bénéfice supplémentaire.
Pour des raisons similaires, la teneur en phosphore est comprise entre 0,001 et 0,025% en poids. En teneur excessive, cet élément ségrège aux joints de grains austénitique et augmente le risque de fissuration différée par rupture intergranulaire.
- le nickel est un élément important de l'invention : en effet, les inventeurs ont mis en évidence que cet élément, en quantité comprise entre 0,25% et 2% en poids, réduit très sensiblement la sensibilité à la rupture différée lorsqu'il se trouve concentré en surface de la tôle ou de la pièce sous une forme spécifique :
on se référera pour cela à la figure 1 qui illustre schématiquement certains paramètres caractéristiques de l'invention : on a porté la variation de la teneur en nickel d'un acier au voisinage de la surface de la tôle, pour laquelle un enrichissement en surface a été noté. Pour des raisons de commodité, seule une des surfaces de la tôle a été représentée, il est entendu que la description qui suit s'applique également aux autres surfaces de cette tôle. L'acier a une teneur nominale en nickel Nin0m- Grâce au procédé de fabrication qui sera décrit plus loin, la tôle d'acier est enrichie en nickel au voisinage de sa surface, jusqu'à un maximum Nimax. Ce maximum Nimax peut se trouver à la surface de la tôle, comme représenté à la figure 1 , ou légèrement sous cette surface, quelques dizaines ou centaines de nanomètres au dessous de celle-ci, sans que cela ne change la description qui suit et les résultats de l'invention. De même, la variation de la teneur en nickel peut ne pas être linéaire comme représenté schématiquement à la figure 1 , mais adopter un profil caractéristique résultant de phénomènes de diffusion. Pour autant, la définition des paramètres caractéristiques qui suit, est également valable pour ce type de profil. La zone superficielle enrichie en nickel est donc caractérisée par le fait qu'en tout point, la teneur locale en nickel NiSUrf de l'acier est telle que : Nisurf > Nin0m. Cette zone enrichie a une profondeur Δ.
De façon surprenante, les inventeurs ont mis en évidence qu'une résistance à la fissuration différée est obtenue en considérant deux paramètres P2 et P3 caractéristiques de la zone superficielle enrichie, ceux-ci devant satisfaire à des conditions critiques. On définit en premier lieu :
Figure imgf000016_0001
Ce premier paramètre caractérise la teneur globale en nickel dans la couche enrichie Δ et correspond à l'aire hachurée illustrée à la figure 1.
Le second paramètre P3 est défini par :
P3= Ce second paramètre caractérise le gradient moyen de concentration en nickel, c'est-à-dire l'intensité de l'enrichissement au sein de la couche Δ.
Les inventeurs ont recherché les conditions qui permettent d'éviter la fissuration différée de pièces à très haute résistance mécanique durcies sous presse. On rappelle que ce procédé est caractérisé par le fait que l'on chauffe des flans d'acier, nus ou pré-revêtus d'un revêtement métallique (aluminium ou d'alliage d'aluminium, zinc ou alliage de zinc), ceux-ci étant ensuite transférés dans une presse d'emboutissage à chaud. Lors de l'étape de chauffage, la vapeur d'eau éventuellement présente en quantité plus moins importante dans le four est adsorbée à la surface du flan. L'hydrogène issu de la dissociation de l'eau peut être dissous dans le substrat d'acier, austénitique à haute température. L'introduction de l'hydrogène est donc facilitée par une atmosphère de four avec un point de rosée élevé, une température d'austénitisation et une durée de maintien importantes. Lors du refroidissement, la solubilité de l'hydrogène diminue très fortement. Après retour à la température ambiante, le revêtement formé par alliation entre l'éventuel pré-revêtement métallique et le substrat d'acier, forme une barrière pratiquement étanche à la désorption d'hydrogène. Une teneur en hydrogène diffusible importante accroîtra donc les risques de fissuration différée pour un substrat d'acier à structure martensitique. Les inventeurs ont donc recherché des moyens permettant d'abaisser la teneur en hydrogène diffusible sur pièce emboutie à chaud, à un niveau très faible, c'est-à-dire inférieur ou égal à 0,16ppm. Ce niveau permet de garantir une absence de fissuration sur une pièce sollicitée en flexion sous une contrainte égale à celle de la limite d'élasticité du matériau, pendant une durée de 150 heures.
Ils ont mis en évidence que ce résultat est atteint lorsque la surface de la pièce emboutie à chaud, ou celle de la tôle ou du flan avant emboutissage à chaud, présente les caractéristiques spécifiques suivantes :
- la figure 3, établie pour des pièces durcies sous presse de résistance Rm comprise entre 1800 et 2140 MPa, indique que la teneur en hydrogène diffusible dépend du paramètre P2 ci-dessus. Une teneur en hydrogène diffusible inférieure à 0,16 ppm est obtenue lorsque ^max + Ni"om ^ χ (Δ) > 0,6, la profondeur Δ étant exprimée en micromètres, les teneurs Nimax et Nin0m étant exprimées en pourcentages en poids.
- à la figure 4, relative aux mêmes pièces durcies sous presse, les inventeurs ont également mis en évidence qu'une teneur en hydrogène diffusible inférieure à 0,16 ppm était atteinte lorsque l'enrichissement en nickel dans la couche Δ, atteignait une valeur critique par rapport à la teneur nominale Nin0m , c'est-à-dire lorsque le paramètre P3 satisfait à : -—— o,0 , les
Δ
unités étant les mêmes que pour le paramètre P2. Sur la figure 4, on a fait figurer la courbe 2 correspondant à l'enveloppe inférieure des résultats.
Sans vouloir être lié par une théorie, on pense que ces caractéristiques traduisent un effet barrière à la pénétration de l'hydrogène dans la tôle à haute température, notamment par un enrichissement en nickel aux anciens joints de grains austénitiques, qui freine la diffusion de l'hydrogène.
Le reste de la composition de l'acier est constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Le procédé selon l'invention va maintenant être décrit : on coule un demi- produit de composition mentionnée ci-dessus. Ce demi-produit peut être sous forme de brame d'épaisseur comprise typiquement entre 200 et 250mm, ou de brame mince dont l'épaisseur typique est de l'ordre de quelques dizaines de millimètres, ou sous toute autre forme appropriée. Celui-ci est porté à une température comprise entre 1250 et 1300°C et maintenu dans cet intervalle de température pendant une durée comprise entre 20 et 45 minutes. Par réaction avec l'oxygène de l'atmosphère du four, il se forme, pour la composition de l'acier de l'invention, une couche d'oxyde essentiellement riche en fer et en manganèse, dans laquelle la solubilité du nickel est très faible, le nickel reste sous forme métallique. En parallèle à la croissance de cette couche d'oxyde, on assiste à une diffusion du nickel vers l'interface entre l'oxyde et le substrat d'acier causant ainsi l'apparition d'une couche enrichie en nickel dans l'acier. A ce stade, l'épaisseur de cette couche dépend en particulier de la teneur en nickel nominale de l'acier, et des conditions de température et de maintien définies précédemment. Lors du cycle de fabrication ultérieur, cette couche initiale enrichie subit simultanément :
- une diminution d'épaisseur, due aux taux de réduction conférés par les étapes successives de laminage,
- une augmentation d'épaisseur en raison du séjour de la tôle à haute température lors des étapes successives de fabrication. Cette augmentation intervient cependant dans des proportions moindres que lors de l'étape de réchauffage des brames.
Un cycle de fabrication d'une tôle laminée à chaud comprend typiquement :
- des étapes de laminage à chaud (dégrossissage, finissage) dans une gamme de température allant de 1250 à 825°C,
- une étape de bobinage dans une gamme de température allant de 500 à 750X.
Les inventeurs ont mis en évidence qu'une variation des paramètres de laminage à chaud et de bobinage, dans les gammes définies par l'invention, ne modifiaient pas les caractéristiques mécaniques de façon sensible, si bien que le procédé était tolérant à une certaine variation au sein de ces gammes, sans incidence notable sur les produits résultants.
A ce stade, la tôle laminée à chaud, dont l'épaisseur peut être typiquement de 1 ,5-4, 5mm, est décapée par un procédé connu en lui-même, qui élimine uniquement la couche d'oxydes, si bien que la couche enrichie en nickel se trouve située au voisinage de la surface de la tôle.
lorsque l'on désire obtenir une tôle d'épaisseur plus fine, on effectue un laminage à froid avec un taux de réduction adapté, par exemple compris entre 30 et 70%, puis un recuit à une température comprise typiquement entre 740 et 820°C de façon à obtenir une recristallisation du métal écroui. Après ce traitement thermique, la tôle peut être refroidie de façon à obtenir une tôle non revêtue, ou revêtue en continu par passage dans un bain au trempé, selon des procédés connus en eux-mêmes, et enfin refroidie.
Les inventeurs ont mis en évidence que, parmi les étapes de fabrication détaillées ci-dessus, l'étape qui avait une influence prépondérante sur les caractéristiques de la couche enrichie en nickel sur la tôle finale, était l'étape de réchauffage des brames, dans une gamme spécifique de température et de durée de maintien. Ils ont mis en particulier en évidence que le cycle de recuit de la tôle laminée à froid, comportant ou non une étape de revêtement, n'a qu'une influence secondaire sur les caractéristiques de la couche superficielle enrichie en nickel. En d'autres termes, à l'exception du taux de réduction en laminage à froid qui diminue l'épaisseur de la couche enrichie en nickel d'une quantité homothétique, les caractéristiques de l'enrichissement en nickel de cette couche sont pratiquement identiques sur une tôle laminée à chaud et sur une tôle qui a subi en outre un laminage à froid et un recuit, que celui-ci comporte ou non une étape de pré-revêtement au trempé.
Ce pré-revêtement peut être de l'aluminium, un alliage d'aluminium (comportant plus de 50% d'aluminium) ou un alliage à base d'aluminium (dont l'aluminium est le constituent majoritaire) Ce pré-revêtement est avantageusement un alliage aluminium-silicium comprenant en poids 7-15% de silicium, 2 à 4% de fer, optionnellement entre 15 et 30 ppm de calcium, le reste étant de l'aluminium et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Le pré-revêtement peut être également un alliage d'aluminium contenant 40- 45%Zn, 3-10%Fe, 1 -3%Si, le solde étant de l'aluminium et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Selon une variante, le pré-revêtement peut être un revêtement d'alliage d'aluminium, celui-ci se trouvant sous forme d'intermétalliques comprenant du fer. Ce type de pré-revêtement est obtenu en effectuant un pré-traitement thermique de la tôle pré-revêtue d'aluminium ou d'alliage d'aluminium. Ce pré-traitement thermique est réalisé à une température θ-\ pendant une durée de maintien ti , de façon à ce que le pré-revêtement ne contienne plus d'aluminium libre, de phase τ 5 du type Fe3Si2Ali2, et τ Q du type Fe2Si2Al9, et de façon à ne pas provoquer de transformation austénitique dans le substrat d'acier. A titre préférentiel, la température ΘΪ est comprise entre 620 et 680°C, la durée de maintien t| est comprise entre 6 et 15 heures. On obtient ainsi une diffusion du fer de la tôle d'acier, vers l'aluminium ou l'alliage d'aluminium. Ce type de pré-revêtement permet alors de chauffer les flans, avant l'étape d'emboutissage à chaud, avec une vitesse nettement plus rapide, ce qui permet de minimiser la durée de maintien à haute température durant le réchauffage des flans, c'est-à-dire de diminuer la quantité d'hydrogène adsorbée au cours de cette étape de chauffage des flans.
Alternativement, le pré-revêtement peut être galvanisé, ou galvanisé-allié, c'est-à-dire présentant une quantité de fer comprise entre 7-12% après traitement thermique d'alliation réalisé au défilé immédiatement après le bain de galvanisation.
Le pré-revêtement peut être également composé d'une superposition de couches déposées par étapes successives, dont au moins une des couches peut être de l'aluminium ou un alliage d'aluminium.
Après la fabrication décrite ci-dessus, les tôles sont découpées ou poinçonnées par des procédés connus en eux-mêmes, de façon à obtenir des flans dont la géométrie est en rapport avec la géométrie finale de la pièce emboutie et durcie sous presse. Comme on l'a expliqué plus haut, le découpage de tôles comportant notamment entre 0,32 et 0,36%C, entre 0,40 et 0,80%Mn, entre 0,05 et 1 ,20%Cr, est particulièrement aisé en raison de la résistance mécanique peu élevée à ce stade, associée à une microstructure ferrito-perlitique.
Ces flans sont chauffés jusqu'à une température comprise entre 810 et 950°C de manière à austénitiser complètement le substrat en acier, emboutis à chaud, puis maintenus dans l'outillage de presse de façon à obtenir une transformation martensitique. Le taux de déformation appliqué lors de l'étape de l'emboutissage à chaud peut être plus ou moins important selon qu'une étape de déformation à froid (emboutissage) a été réalisée préalablement ou non au traitement d'austénitisation. Les inventeurs ont mis en évidence que les cycles thermiques de chauffage permettant le durcissement sous presse, qui consistent à chauffer les flans au voisinage de la température de transformation Ac3, puis à les maintenir à cette température pendant quelques minutes, ne provoquaient pas non plus de modification sensible de la couche enrichie en nickel.
En d'autres termes, les caractéristiques de la couche superficielle enrichie en nickel sont similaires sur la tôle avant durcissement sous presse, et sur la pièce après durcissement sous presse, obtenue à partir de cette tôle.
Grâce aux compositions de l'invention qui possèdent une température de transformation Ac3 plus basse que les compositions d'acier conventionnels, il est possible d'austénitiser les flans avec des températures-temps de maintien réduits, ce qui permet de diminuer l'adsorption éventuelle de l'hydrogène dans les fours de chauffage. A titre d'exemples non limitatifs, les modes de réalisation suivants vont illustrer des avantages conférés par l'invention.
Exemple 1 :
On a approvisionné des demi-produits d'aciers dont la composition figure au
5 tableau 1 ci-dessous.
Figure imgf000022_0001
Tableau 1 Compositions d'acier (% en poids)
Valeurs soulignées : non conformes à l'invention
Ces demi-produits ont été portés à 1275X et maintenus à cette température pendant 45 minutes, puis laminés à chaud avec une température de fin de o laminage TFL de 950°C, une température de bobinage de 650°C. Les tôles laminées à chaud ont été ensuite décapées dans un bain d'acide avec inhibiteur de façon à éliminer uniquement la couche d'oxydes créée lors des étapes de fabrication précédentes, puis laminées à froid jusqu'à une épaisseur de 1 ,5mm. Les tôles ainsi obtenues ont été découpées sous forme 5 de flans. On a évalué l'aptitude à la découpe mécanique au moyen de l'effort nécessaire pour effectuer cette opération. Cette caractéristique est notamment liée à la résistance mécanique et à la dureté de la tôle à ce stade. Les flans ont été portés à la température indiquée au tableau 2, et maintenus 150 s. à cette température avant d'être emboutis à chaud et refroidis par 0 maintien dans la presse. La vitesse de refroidissement, mesurée entre 750°C et 400°C est comprise entre 180 et 210°C/s. On a mesuré la résistance mécanique en traction Rm sur les pièces ainsi obtenues, dont la structure est martensitique, au moyen d'éprouvettes de traction ISO 12,5 x 50.
De plus, certains flans ont été chauffés à une température comprise entre 5 850 et 950°C pendant 5 minutes dans un four sous une atmosphère avec un point de rosée de -5°C. Ces flans ont été ensuite emboutis à chaud dans des conditions identiques à celles présentées ci-dessus. On a alors mesuré les valeurs en hydrogène diffusible sur les pièces ainsi obtenues par une méthode de thermo-désorption (« TDA »), connue en elle-même : dans cette méthode, un échantillon à tester est chauffé jusqu'à 900°C dans un four à chauffage infrarouge sous un flux d'azote. La teneur en hydrogène provenant de la désorption est mesurée en fonction de la température. L'hydrogène diffusible est quantifié par la totalité de l'hydrogène désorbé entre la température ambiante et 360°C. On a également mesuré sur les tôles mises en œuvre par emboutissage à chaud, la variation de la teneur en nickel dans l'acier au voisinage de la surface, par spectroscopie de décharge luminescente (« SDL », ou GDOES, « Glow Discharge Optical Emission Spectrometry , technique connue en elle-même) Ceci a permis de définir les valeurs des paramètres Nimax, Nisurf, Nin0m et Δ.
Les résultats de ces essais ont été rapportés au tableau 2.
Figure imgf000023_0001
Tableau 2 Conditions de chauffage des flans et propriétés obtenues après durcissement sous presse. Valeurs soulignées : non conformes à l'invention o = tôle plus particulièrement apte à la découpe Les tôles A-D présentent en particulier une bonne aptitude à la découpe en raison de leur structure ferrito-perlitique. Les tôles et les pièces durcies sous presse A-F présentent des caractéristiques en termes de composition et de couche superficielle enrichie en nickel, correspondant à l'invention.
Les exemples A-D montrent qu'une composition contenant notamment une teneur en C comprise entre 0,32 et 0,36%, une teneur en Mn comprise entre 0,40 et 0,80%Mn, une teneur en chrome comprise entre 0,05 et 1 ,20%, en association avec une teneur nominale en Ni de 0,30-1 ,20%% et une couche enrichie spécifique en cet élément, permettent d'obtenir une résistance Rm supérieure à 1950MPa et une teneur en hydrogène diffusible à une valeur inférieure ou égale à 0,16ppm.
L'exemple de l'essai A montre que la teneur en Ni peut être abaissée entre 0,30 et 0,50%, ce qui permet d'obtenir des résultats satisfaisants en termes de résistance mécanique et de résistance à la fissuration différée, dans des conditions économiques de fabrication.
Les exemples E-F montrent que des résultats satisfaisants peuvent être obtenus avec une composition contenant notamment une teneur en carbone comprise entre 0,24 et 0,28% et une teneur en manganèse comprise entre
1 ,50 et 3%. La valeur élevée du paramètre ^N'max + Nimm ^ χ (Δ) est associée à une teneur en hydrogène diffusible particulièrement basse.
A l'inverse, les pièces des exemples G- K ont une teneur en hydrogène diffusible supérieure à 0,25 ppm, en raison du fait que les aciers ne comportent pas de couche superficielle enrichie en nickel. De plus, les exemples J-K correspondent à des compositions d'acier dont le paramètre Pt est inférieur à 1 ,1%, si bien qu'une résistance Rm de 1800 MPa n'est pas obtenue après durcissement sous presse.
Pour les compositions d'acier A-D et H, c'est-à-dire dont la teneur en carbone est comprise entre 0,32 et 0,35% C, on a porté à la figure 5 la variation de la teneur en nickel en fonction de la profondeur mesurée par rapport à la surface de la tôle, mesurée par technique SDL. Sur cette figure, les repères figurant à côté de chaque courbe correspondent à la référence de l'acier. Par comparaison avec une tôle ne comportant pas de nickel (repère H), on note que les tôles selon l'invention présentent un enrichissement dans la couche superficielle. A teneur nominale en nickel donnée (0,79%), on note d'après les exemples B et C qu'une variation de la teneur en chrome de 0,51 à 1 ,05% permet de conserver un enrichissement dans la couche superficielle, satisfaisant aux conditions de l'invention.
Exemple 2
On a approvisionné des tôles d'acier laminée à chaud de la composition correspond à celle des aciers E et F ci-dessus, c'est-à-dire contenant respectivement une teneur en Ni de 1% et 1 ,49%, fabriquées dans les conditions mentionnées plus haut.
Après laminage, les tôles ont subi deux types de préparation :
- X : un décapage acide avec inhibiteur de façon à n'ôter que la couche d'oxydes
- Y : une rectification de 100 micromètres
La figure 6, illustrant la teneur en nickel mesurée par Spectroscopie à Décharge Luminescente à partir de la surface pour la tôle F, montre que dans le mode de préparation X, une couche superficielle enrichie en nickel est présente (courbe repérée X), alors que la rectification a éliminé la couche d'oxydes et la sous-couche enrichie en nickel (courbe repérée Y)
Après laminage à froid jusqu'à une épaisseur de 1 ,5mm, des flans ainsi préparés ont été ensuite chauffés en four avec une vitesse de 10°C/s à 850°C, maintenus à cette température pendant 5 minutes, puis emboutis à chaud. La teneur en hydrogène diffusible mesurée sur les pièces embouties est les suivantes, dans les deux modes de préparation :
Pièce E- Teneur en Pièce F- Teneur
Préparation préalable
hydrogène diffusible en hydrogène de la tôle
(ppm) diffusible (ppm)
Décapage conservant
0,09 0,08 la couche enrichie en Ni
Rectification éliminant
0,21 0,19 la couche enrichie en Ni On a porté à la figure 7 la teneur en hydrogène diffusible en fonction de la composition d'acier et du mode de préparation. La référence EX est par exemple relative à la tôle et pièce emboutie à chaud réalisée à partir de la composition d'acier E, avec le mode de préparation X.
Ces résultats montrent que la présence d'une couche superficielle enrichie en nickel, c'est-à-dire présentant un gradient de concentration en nickel suffisant, est nécessaire afin d'obtenir une faible teneur en hydrogène diffusible.
Exemple 3
On a élaboré des brames de 235 mm d'épaisseur avec la composition suivante :
Figure imgf000026_0001
Tableau 3 Composition de l'acier (% en poids)
Ces brames ont été portées à la température de 1290°C et maintenues à cette température pendant 30 minutes.
Elles ont été ensuite laminées à chaud jusqu'à une épaisseur de 3,2mm, selon différentes températures de fin de laminage ou de bobinage. Les propriétés mécaniques de traction (limite d'élasticité Re, résistance Rm, allongement total At) de ces tôles laminées à chaud ont été reportées au tableau 4.
Figure imgf000026_0002
Conditions de réalisation de tôles laminées à chaud et propriétés mécaniques obtenues A température de bobinage quasi identique (essais T et U), on constate qu'une température de fin de laminage variant de 70°C n'a qu'une très faible influence sur les propriétés mécaniques. A température de fin de laminage voisine (essais U et V), on constate qu'une diminution de la température de bobinage de 650 à 580°C n'a qu'une influence assez faible, notamment sur la résistance qui varie de moins de 5%. Ainsi, on met en évidence que la tôle d'acier fabriquée dans les conditions de l'invention est peu sensible à des variations de fabrication, ce qui signifie que les bandes laminées présentent une bonne homogénéité.
Les figures 8 et 9 présentent les microstructures respectives des tôles laminées à chaud des essais T et V. On constate que les microstructures ferrito-perlitiques sont très semblables pour les deux conditions.
Les tôles laminées à chaud ont été décapées en continu, de façon à ôter uniquement la couche d'oxyde formée dans les étapes antérieures, laissant en place la couche enrichie en nickel. Les tôles ont été ensuite laminées jusqu'à une épaisseur visée de 1 ,4mm. Quelles que soient les conditions de laminage à chaud, l'épaisseur visée a pu être atteinte, les efforts de laminage étant semblables pour les différentes conditions.
Ces tôles ont été ensuite recuites à une température de 760°C, soit immédiatement au dessus de la température de transformation Ac1 , puis refroidies et aluminiées en continu au trempé dans un bain contenant 9% en poids de silicium, 3% en poids de fer, le solde étant de l'aluminium et des impuretés inévitables. On obtient ainsi des tôles avec un revêtement de l'ordre de 80 g/m2 par face, ce revêtement ayant une épaisseur très régulière, sans défaut.
Des flans obtenus à partir des conditions d'essai T au tableau 4 ci-dessus ont été ensuite découpés, chauffés dans différentes conditions puis emboutis à chaud. Dans tous les cas, le refroidissement rapide ainsi obtenu confère une structure martensitique au substrat d'acier. Certaines pièces ont en outre subi un cycle thermique de cuisson de peinture. Température
de chauffage/ Cycle de
Référence Re Rm At
temps de cuisson
d'essai (MPa) (MPa)
maintien en peinture (%)
four
T1 900°C-7' Sans 1337 1944 6,5
T2 900°C-7' 170°C-20' 1495 825 7,4
Τ3 930°C-10' Sans 1296 1915 7
Τ4 930°C-10' 170°C-20' 1471 1827 7,5
Tableau 4 Conditions de réalisation de tôles laminées à chaud et propriétés mécaniques obtenues On constate que la résistance obtenue excède 1800 MPa, quelles que soient la température et la durée de maintien du flan dans le four, avec ou sans traitement ultérieur de cuisson de peinture.
Exemple 4
On a approvisionné des tôles d'aciers laminées à froid et recuites d'épaisseur 1 ,4mm de compositions correspondantes à celles des aciers A et J ci- dessus, c'est-à-dire contenant respectivement une teneur en Ni de 0.39% et 0%, fabriquées dans les conditions mentionnées dans l'exemple 1. On a ensuite effectué un revêtement au trempé dans un bain dont la composition est décrite dans l'exemple 3. On a ainsi obtenu des tôles avec un prérevêtement d'alliage d'aluminium de 30 μιη d'épaisseur, dans lesquelles des flans ont été découpés.
Ces flans ont été austénitisés en four à une température maximale de 900°C, dans une atmosphère avec un point de rosée contrôlé de -10°C, la durée totale de maintien des flans dans le four étant de 5 ou de 15 minutes. Après austénitisation, les flans ont été transférés rapidement du four vers une presse d'emboutissage à chaud et trempés par maintien dans l'outillage. Les conditions d'essais reportées au tableau 5 sont représentatives d'un procédé industriel d'emboutissage à chaud de tôles minces.
Figure imgf000029_0001
Tableau 5 Conditions de réalisation d'essais d'em out ssage à chaud sur flans avec pré-revêtement d'alliage d'aluminium
Les propriétés mécaniques de traction (résistance Rm et allongement total 5 At) et la teneur en hydrogène diffusible ont été mesurées sur les pièces durcies sous presse et rapportées au tableau 6.
Figure imgf000029_0002
Tableau 6 Propriétés mécaniques et teneur d'Hydrogène diffusible obtenues sur pièces durcies sous presse, avec pré-revêtement d'alliage d'aluminium îo On constate que la résistance obtenue sur les pièces A5-A6 excède 1800 MPa et que la teneur d'hydrogène diffusible est inférieure à 0,16 ppm, tandis que sur les pièces J5-J6 la résistance est inférieure à 1800MPa et la teneur en hydrogène diffusible est supérieure à 0,16 ppm. Dans les conditions de l'invention, les caractéristiques de résistance et de teneur en hydrogène des
15 pièces varient peu en fonction de la durée de maintien dans le four, ce qui assure une production très stable.
Ainsi, l'invention permet la fabrication de pièces durcies sous presse, offrant simultanément une résistance mécanique très élevée et une résistance à la fissuration différée. Ces pièces seront utilisées avec profit comme pièces de 20 structure ou de renfort dans le domaine de la construction automobile.

Claims

REVENDICATIONS
Tôle d'acier laminée, pour durcissement sous presse, dont la composition chimique comprend, les teneurs étant exprimées en poids :
0,24% < C < 0,38%
0,40% < Mn < 3%
0,10% < Si < 0,70%
0,015% <AI< 0,070%
0% < Cr < 2%
0,25% < Ni < 2%
0,015% < Ti < 0,10%
0 % < Nb < 0,060%
0,0005% <B< 0,0040%
0,003% <N<0,010%
0,0001% < S < 0,005%
0,0001% < P< 0,025%
étant entendu que les teneurs en titane et en azote satisfont à :
Ti/N >3,42,
et que les teneurs en carbone, manganèse, chrome et silicium satisfont à :
„ ^ Mn Cr Si 1 in/
2.6C + - +— +— >l,l%
5.3 13 15
la composition chimique comprenant optionnellement un ou plusieurs des éléments suivants:
0,05% < Mo < 0,65%
0,001% <W< 0,30%%
0,0005 %≤ Ca < 0,005%
le reste étant constitué de fer et d'impuretés inévitables provenant de l'élaboration, ladite tôle contenant une teneur en nickel NiSUrf en tout point de l'acier au voisinage de la surface de ladite tôle sur une profondeur Δ, telle que :
Nïsurf > Ninom,
Ninom désignant la teneur nominale en nickel de l'acier, et telle que, Nimax désignant la teneur maximale en nickel au sein de Δ :
Χ (Δ) > 0,6, et telle que
A
la profondeur Δ étant exprimée en micromètres,
les teneurs Nimax et Nin0m étant exprimées en pourcentages en poids.
2 Tôle d'acier selon la revendication 1 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,32% < C < 0,36%
0,40% < Mn < 0,80%
0,05% < Cr < 1 ,20% 3 Tôle d'acier selon la revendication 1 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,24% < C < 0,28%
1 ,50% < Mn≤3% 4 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,50 %< Si < 0,60%.
5 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 4 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,30% < Cr < 0,50%. 6 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,30 % < Ni < 1 ,20%.
7 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,30 % < Ni < 0,50%. 8 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications
caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,020 % < Ti
9 . Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,020 % < Ti < 0,040%.
10 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 9 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,15 % < Mo < 0,25%.
11 Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,010%< Nb < 0,060%.
. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,030 % < Nb < 0,050%. 13 Tôle d'acier selon la revendication 2 caractérisée en ce que sa composition comprend, en poids :
0,50%< Mn < 0,70%. Tôle d'acier selon la revendication 2, caractérisée en ce que sa microstructure est ferrito-perlitique.
Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, caractérisée en ce que ladite tôle est une tôle laminée à chaud.
Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, caractérisée en ce que ladite tôle est une tôle laminée à froid et recuite.
Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 16, caractérisée en ce qu'elle est pré-revêtue d'une couche métallique d'aluminium ou d'alliage d'aluminium ou à base d'aluminium.
Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 16, caractérisée en ce qu'elle est pré-revêtue d'une couche métallique de zinc ou d'alliage de zinc ou à base de zinc.
Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 16, caractérisée en ce qu'elle est pré-revêtue d'une couche ou de plusieurs couches d'alliages intermétalliques contenant de l'aluminium et du fer, et éventuellement du silicium, le pré-revêtement ne contenant pas d'aluminium libre, de phase τ 5 du type Fe3Si2Ali2, et τ 6 du type Fe2Si2AI9.
Pièce obtenue par durcissement sous presse d'une tôle d'acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, de structure martensitique ou martensito-bainitique.
Pièce durcie sous presse selon la revendication 20, contenant une teneur nominale en nickel Ninom, caractérisée en ce que la teneur en nickel NiSUrf dans l'acier au voisinage de la surface est supérieure à Ninom sur une profondeur Δ, et en ce que, Nimax désignant la teneur maximale en nickel au sein de Δ :
et en ce que :
(-^'max ~ Ninom ) > Q Q -j
Δ
la profondeur Δ étant exprimée en micromètres,
les teneurs Nimaxet Ninom étant exprimées en pourcentages en poids.
Pièce durcie sous presse selon la revendication 20 ou 21 , caractérisée en ce que sa résistance mécanique Rm est supérieure ou égale à 1800 MPa.
Pièce durcie sous presse selon l'une quelconque des revendications 20 à 22, caractérisée en ce qu'elle est revêtue d'un alliage d'aluminium ou à base d'aluminium, ou d'un alliage de zinc ou à base de zinc résultant de la diffusion entre le substrat d'acier et le pré-revêtement, lors du traitement thermique de durcissement sous presse. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud, comportant les étapes successives selon lesquelles :
- on coule un demi-produit de composition chimique selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, puis
- on réchauffe ledit demi-produit à une température comprise entre 1250 et 1300°C pendant une durée de maintien à cette température comprise entre 20 et 45 minutes, puis
- on lamine à chaud ledit-demi produit jusqu'à une température de fin de laminage TFL comprise entre 825 et 950 °C, pour obtenir une tôle laminée à chaud, puis,
- on bobine ladite tôle laminée à chaud, à une température comprise entre 500 et 750°C, pour obtenir une laminée à chaud et bobinée, puis
- on décape la couche d'oxyde formée lors des étapes précédentes. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite, caractérisée en ce qu'elle comporte les étapes successives selon lesquelles :
on approvisionne une tôle laminée à chaud, bobinée et décapée, fabriquée par le procédé selon la revendication 24 puis,
on lamine à froid ladite tôle laminée à chaud, bobinée et décapée, pour obtenir une tôle laminée à froid, puis
on recuit ladite tôle laminée à froid à une température comprise entre 740 et 820 °G pour obtenir une tôle laminée à froid et recuite.
Procédé de fabrication d'une tôle pré-revêtue, selon lequel on approvisionne une tôle laminée fabriquée selon le procédé 24 ou 25, puis on effectue un pré-revêtement en continu au trempé, ledit prérevêtement étant de l'aluminium ou un alliage d'aluminium ou à base d'aluminium, ou du zinc ou un alliage de zinc ou à base de zinc.
Procédé de fabrication d'une tôle pré-revêtue et pré-alliée, selon lequel :
on approvisionne une tôle laminée selon le procédé 24 ou 25, puis on effectue un pré-revêtement en continu au trempé d'un alliage d'aluminium ou à base d'aluminium, puis
on effectue un pré-traitement thermique de ladite tôle pré-revêtue à une température θ-ι comprise entre 620 et 680°C pendant une durée de maintien ti comprise entre 6 et 15 heures, de façon à ce que le prérevêtement ne contienne plus d'aluminium libre, de phase r 5 du type Fe3Si2Ali2, et τ 6 du type Fe2Si2AI9, et de façon à ne pas provoquer de transformation austénitique dans le substrat d'acier, ledit prétraitement étant réalisé en four sous atmosphère d'hydrogène et d'azote. Procédé de fabrication, d'une pièce durcie sous presse selon l'une quelconque des revendications 20 à 23, comportant les étapes successives selon lesquelles :
on approvisionne une tôle fabriquée par un procédé selon l'une quelconque des revendications 24 à 27, puis
on découpe ladite tôle pour obtenir un flan, puis
on effectue optionnellement une étape de déformation par emboutissage à froid dudit flan, puis
on chauffe ledit flan à une température comprise entre 810 et 950°C pour obtenir une structure totalement austénitique dans l'acier puis on transfère le flan au sein d'une presse, puis
on emboutit à chaud ledit flan pour obtenir une pièce, puis
on maintient ladite pièce au sein de la presse pour obtenir un durcissement par transformation martensitique de ladite structure austénitique.
Utilisation d'une pièce durcie sous presse selon la revendication 20 à 23, ou fabriquée selon le procédé 28, pour la fabrication de pièces de structure ou de renfort pour véhicules automobiles.
PCT/IB2015/001273 2014-07-30 2015-07-29 Procédé de fabrication de tôles d'acier pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé WO2016016707A1 (fr)

Priority Applications (16)

Application Number Priority Date Filing Date Title
UAA201701941A UA118298C2 (uk) 2014-07-30 2015-07-29 Спосіб виготовлення сталевого листа для пресового гартування та деталь, одержана таким способом
KR1020177005391A KR101820273B1 (ko) 2014-07-30 2015-07-29 프레스 경화용 강 시트의 제조 방법, 빛 이 방법에 의해 획득되는 부품
MX2017001374A MX2017001374A (es) 2014-07-30 2015-07-29 Procedimiento para la fabricacion de laminas de acero para el endurecimiento por presion y piezas obtenidas por este procedimiento.
JP2017504820A JP6580123B2 (ja) 2014-07-30 2015-07-29 プレス硬化用の鋼板を製作するための方法、および当該方法によって得られた部品
EP15753989.1A EP3175006B1 (fr) 2014-07-30 2015-07-29 Procédé de fabrication de tôles d'acier pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
CN201580041638.2A CN106574348B (zh) 2014-07-30 2015-07-29 用于模压淬火的钢板的制造方法和通过此方法获得的部件
CA2956537A CA2956537C (fr) 2014-07-30 2015-07-29 Procede de fabrication de toles d'acier pour durcissement sous presse, et pieces obtenues par ce procede
KR1020177034083A KR102129162B1 (ko) 2014-07-30 2015-07-29 프레스 경화용 강 시트의 제조 방법, 빛 이 방법에 의해 획득되는 부품
ES15753989T ES2732319T3 (es) 2014-07-30 2015-07-29 Procedimiento de fabricación de chapas de acero para el endurecimiento en prensa y piezas obtenidas mediante este procedimiento
BR112017007999-2A BR112017007999B1 (pt) 2014-07-30 2015-07-29 Chapa de aço laminada, peça, método de fabricação de uma chapa, método de fabricação de uma peça e uso de uma peça
RU2017106289A RU2667189C2 (ru) 2014-07-30 2015-07-29 Способ изготовления упрочняемых в штампе стальных листов и полученные этим способом детали
US15/500,090 US20170253941A1 (en) 2014-07-30 2015-07-29 Method for Fabricating Steel Sheet for Press Hardening, and Parts Obtained by this Method
PL15753989T PL3175006T3 (pl) 2014-07-30 2015-07-29 Sposób wytwarzania blach stalowych do utwardzania w prasie oraz elementy otrzymywane z pomocą tego sposobu
CONC2017/0001981A CO2017001981A2 (es) 2014-07-30 2017-02-28 Procedimiento de fabricación de chapas de acero para endurecimiento bajo prensa, y piezas obtenidas mediante este procedimiento
US15/610,084 US9845518B2 (en) 2014-07-30 2017-05-31 Method for fabricating steel sheet for press hardening, and parts obtained by this method
US17/217,770 US20210214816A1 (en) 2014-07-30 2021-03-30 Method for fabricating steel sheet for press hardening, and parts obtained by this method

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBPCT/IB2014/001428 2014-07-30
PCT/IB2014/001428 WO2016016676A1 (fr) 2014-07-30 2014-07-30 Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé

Related Child Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US15/500,090 A-371-Of-International US20170253941A1 (en) 2014-07-30 2015-07-29 Method for Fabricating Steel Sheet for Press Hardening, and Parts Obtained by this Method
US15/610,084 Continuation US9845518B2 (en) 2014-07-30 2017-05-31 Method for fabricating steel sheet for press hardening, and parts obtained by this method
US17/217,770 Division US20210214816A1 (en) 2014-07-30 2021-03-30 Method for fabricating steel sheet for press hardening, and parts obtained by this method

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016016707A1 true WO2016016707A1 (fr) 2016-02-04

Family

ID=51610400

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/IB2014/001428 WO2016016676A1 (fr) 2014-07-30 2014-07-30 Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
PCT/IB2015/001273 WO2016016707A1 (fr) 2014-07-30 2015-07-29 Procédé de fabrication de tôles d'acier pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/IB2014/001428 WO2016016676A1 (fr) 2014-07-30 2014-07-30 Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé

Country Status (16)

Country Link
US (3) US20170253941A1 (fr)
EP (1) EP3175006B1 (fr)
JP (2) JP6580123B2 (fr)
KR (2) KR102129162B1 (fr)
CN (1) CN106574348B (fr)
BR (1) BR112017007999B1 (fr)
CA (3) CA3071136C (fr)
CO (1) CO2017001981A2 (fr)
ES (1) ES2732319T3 (fr)
HU (1) HUE043636T2 (fr)
MX (1) MX2017001374A (fr)
PL (1) PL3175006T3 (fr)
RU (1) RU2667189C2 (fr)
TR (1) TR201908459T4 (fr)
UA (1) UA118298C2 (fr)
WO (2) WO2016016676A1 (fr)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018096387A1 (fr) * 2016-11-24 2018-05-31 Arcelormittal Tôle d'acier laminé à chaud et revêtu pour estampage à chaud, pièce d'acier revêtu estampé à chaud, et ses procédés de fabrication
WO2018220412A1 (fr) 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
EP3712286B1 (fr) 2017-11-13 2021-10-20 JFE Steel Corporation Tôle d'acier pressé à chaud et son procédé de fabrication
WO2021230309A1 (fr) 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier pour estampage à chaud
WO2021230311A1 (fr) 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier pour estampage à chaud
WO2021230306A1 (fr) 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 Élément d'estampage à chaud
EP3680359B1 (fr) 2017-11-13 2022-01-05 JFE Steel Corporation Élément en tôle d'acier pressée à chaud et son procédé de production

Families Citing this family (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013151664A1 (fr) 2012-04-02 2013-10-10 modeRNA Therapeutics Polynucléotides modifiés pour la production de protéines
GB2546808B (en) * 2016-02-01 2018-09-12 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
GB2546809B (en) * 2016-02-01 2018-05-09 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
WO2018098485A1 (fr) * 2016-11-28 2018-05-31 Ak Steel Properties, Inc. Procédé de production d'acier durci à la presse présentant une ténacité accrue
WO2018160462A1 (fr) 2017-03-01 2018-09-07 Ak Steel Properties, Inc. Acier trempé à la presse à résistance extrêmement élevée
WO2018203097A1 (fr) 2017-05-05 2018-11-08 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une tôle d'acier recuite après galvanisation résistant à la fragilisation par métal liquide
KR101988724B1 (ko) 2017-06-01 2019-06-12 주식회사 포스코 도금 밀착성이 우수한 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 그 제조방법
DE102017218704A1 (de) * 2017-10-19 2019-04-25 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines mit einem metallischen, vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Stahlbauteils
WO2019102255A1 (fr) 2017-11-24 2019-05-31 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une ébauche en acier soudée avec fourniture d'un fil de remplissage ayant une teneur en carbone définie, ébauche soudée associée, procédé de fabrication d'une pièce soudée avec pièce en acier formée par pressage à chaud et refroidie et pièce associée
MX2020005506A (es) * 2017-12-05 2020-09-03 Nippon Steel Corp Lamina de acero enchapada a base de aluminio, metodo de fabricacion de lamina de acero enchapada a base de aluminio, y metodo de fabricacion de componente para vehiculo.
WO2019111931A1 (fr) * 2017-12-05 2019-06-13 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier plaquée d'aluminium, procédé de production d'une tôle d'acier plaquée d'aluminium et procédé de production d'un composant pour automobiles
US11174542B2 (en) 2018-02-20 2021-11-16 Ford Motor Company High volume manufacturing method for forming high strength aluminum parts
WO2019171157A1 (fr) * 2018-03-09 2019-09-12 Arcelormittal Procédé de fabrication de pièces durcies à la presse à productivité élevée
KR102450162B1 (ko) * 2018-03-29 2022-10-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판
WO2020070545A1 (fr) 2018-10-04 2020-04-09 Arcelormittal Procédé d'emboutissage à chaud
WO2020080552A1 (fr) * 2018-10-19 2020-04-23 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier laminée à chaud et son procédé de fabrication
CN112805395B (zh) * 2018-10-19 2023-03-28 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
US11725255B2 (en) * 2018-12-18 2023-08-15 Arcelormittal Press hardened part with high resistance to delayed fracture and a manufacturing process thereof
WO2020162509A1 (fr) 2019-02-05 2020-08-13 日本製鉄株式会社 Élément en acier, tôle d'acier et leurs procédés de production
WO2020162513A1 (fr) 2019-02-05 2020-08-13 日本製鉄株式会社 Élément en acier revêtu, tôle d'acier revêtue et procédés de production d'un tel élément et d'une telle tôle d'acier
MX2021010128A (es) * 2019-02-21 2021-09-23 Jfe Steel Corp Miembro prensado en caliente, chapa de acero laminada en frio para prensado en caliente y metodo de fabricacion de los mismos.
US11149327B2 (en) * 2019-05-24 2021-10-19 voestalpine Automotive Components Cartersville Inc. Method and device for heating a steel blank for hardening purposes
CN110257702B (zh) * 2019-06-24 2021-04-27 鞍钢股份有限公司 一种热冲压成形用钢及其热成形方法
JP7269590B2 (ja) * 2019-07-12 2023-05-09 ヒノデホールディングス株式会社 オーステナイト系耐熱鋳鋼および排気系部品
WO2021009543A1 (fr) * 2019-07-16 2021-01-21 Arcelormittal Procédé de production de pièce en acier et pièce en acier
WO2021084304A1 (fr) * 2019-10-30 2021-05-06 Arcelormittal Procédé d'emboutissage à chaud
WO2021084305A1 (fr) * 2019-10-30 2021-05-06 Arcelormittal Procédé d'emboutissage à chaud
WO2021084302A1 (fr) * 2019-10-30 2021-05-06 Arcelormittal Procédé d'emboutissage à chaud
WO2021084303A1 (fr) * 2019-10-30 2021-05-06 Arcelormittal Procédé d'emboutissage à chaud
CN111168329A (zh) * 2020-01-15 2020-05-19 蚌埠市荣盛金属制品有限公司 一种用于玻璃切割机控制箱金属外壳的制作方法
CN111809122B (zh) * 2020-05-29 2021-07-27 浙江吉森金属科技有限公司 一种模压不锈钢板及其热处理方法
WO2022050501A1 (fr) * 2020-09-01 2022-03-10 현대제철 주식회사 Matériau d'estampage à chaud et son procédé de fabrication
CN112442635B (zh) * 2020-11-13 2022-03-29 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 高性能800MPa级以上低合金高强钢板及其制备方法
WO2022234319A1 (fr) * 2021-05-04 2022-11-10 Arcelormittal Tôle d'acier et pièce en acier trempé sous presse à haute résistance et leur procédé de fabrication
WO2022234320A1 (fr) * 2021-05-04 2022-11-10 Arcelormittal Tôle d'acier et pièce en acier trempé sous presse à haute résistance et leur procédé de fabrication
KR20220158157A (ko) * 2021-05-21 2022-11-30 주식회사 포스코 내수소취성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2024149909A1 (fr) 2023-02-17 2024-07-18 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acier à haute résistance à la traction ayant une résistance améliorée à la fragilisation par l'hydrogène
WO2024170670A1 (fr) 2023-02-17 2024-08-22 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acier à haute résistance à la traction ayant une résistance améliorée à la fragilisation par l'hydrogène
WO2024209234A1 (fr) * 2023-04-05 2024-10-10 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à froid et traitée thermiquement et son procédé de fabrication

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2780984A1 (fr) 1998-07-09 2000-01-14 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
EP1749895A1 (fr) * 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
EP1767659A1 (fr) * 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
EP2137327A1 (fr) 2007-03-14 2009-12-30 ArcelorMittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil, a ductilite amelioree
WO2012127125A1 (fr) * 2011-03-24 2012-09-27 Arcelormittal Investigatión Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
WO2012153008A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ou piece ainsi obtenue
WO2012153016A1 (fr) * 2011-05-10 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier a hautes caracteristiques mecaniques de resistance, de ductilite et de formabilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3375205B2 (ja) * 1994-08-29 2003-02-10 日本鋼管株式会社 耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線
EP1536898B1 (fr) * 2002-09-13 2006-05-31 DaimlerChrysler AG Procede de production d'un piece trempee a la presse
JP3993831B2 (ja) * 2002-11-14 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板およびその使用方法
JP4500124B2 (ja) * 2004-07-23 2010-07-14 新日本製鐵株式会社 ホットプレス用めっき鋼板の製造方法
US8307680B2 (en) * 2006-10-30 2012-11-13 Arcelormittal France Coated steel strips, methods of making the same, methods of using the same, stamping blanks prepared from the same, stamped products prepared from the same, and articles of manufacture which contain such a stamped product
ES2784014T3 (es) * 2007-04-11 2020-09-21 Nippon Steel Corp Chapa de acero de alta resistencia revestida por inmersión en caliente para uso en el conformado por prensado, excelente en tenacidad a baja temperatura y método de producción de la misma
JP5023871B2 (ja) * 2007-08-03 2012-09-12 住友金属工業株式会社 熱間プレス鋼板部材の製造方法
RU2362815C2 (ru) * 2007-09-12 2009-07-27 Ооо "Карат" Низколегированная сталь и изделие, выполненное из нее
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
JP5811020B2 (ja) * 2012-04-25 2015-11-11 新日鐵住金株式会社 高い靱性と高い加工性および成形性とを有し水素脆化起因による遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板
JP5835622B2 (ja) * 2012-07-06 2015-12-24 新日鐵住金株式会社 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2780984A1 (fr) 1998-07-09 2000-01-14 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
EP1749895A1 (fr) * 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
EP1767659A1 (fr) * 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
EP2137327A1 (fr) 2007-03-14 2009-12-30 ArcelorMittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil, a ductilite amelioree
WO2012127125A1 (fr) * 2011-03-24 2012-09-27 Arcelormittal Investigatión Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
WO2012153016A1 (fr) * 2011-05-10 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier a hautes caracteristiques mecaniques de resistance, de ductilite et de formabilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2012153008A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ou piece ainsi obtenue

Cited By (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102308581B1 (ko) 2016-11-24 2021-10-05 아르셀러미탈 열간 스탬핑을 위한 열간 압연되고 코팅된 강 시트, 열간 스탬핑되고 코팅된 강 부품 및 이의 제조 방법
WO2018096487A1 (fr) * 2016-11-24 2018-05-31 Arcelormittal Tôle d'acier laminée à chaud et revêtue pour estampage à chaud, pièce en acier revêtue estampée à chaud et procédés de fabrication correspondants
JP7433386B2 (ja) 2016-11-24 2024-02-19 アルセロールミタル ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法
CN113046645B (zh) * 2016-11-24 2022-09-27 安赛乐米塔尔公司 用于热压印的热轧涂覆钢板、热压印涂覆钢部件以及用于制造其的方法
KR20190073462A (ko) * 2016-11-24 2019-06-26 아르셀러미탈 열간 스탬핑을 위한 열간 압연되고 코팅된 강 시트, 열간 스탬핑되고 코팅된 강 부품 및 이의 제조 방법
WO2018096387A1 (fr) * 2016-11-24 2018-05-31 Arcelormittal Tôle d'acier laminé à chaud et revêtu pour estampage à chaud, pièce d'acier revêtu estampé à chaud, et ses procédés de fabrication
JP2020509160A (ja) * 2016-11-24 2020-03-26 アルセロールミタル ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法
JP7130816B2 (ja) 2016-11-24 2022-09-05 アルセロールミタル ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法
EP3656888A1 (fr) * 2016-11-24 2020-05-27 ArcelorMittal Feuille d'acier laminée à chaud et revêtue pour formage à chaud, pièce d'acier formée à chaud et revêtue et leurs procédés de fabrication
EP3656552A1 (fr) * 2016-11-24 2020-05-27 ArcelorMittal Tôle d'acier laminée à chaud et revêtue pour estampage à chaud, pièce en acier revêtue estampée à chaud et procédés de fabrication correspondants
JP6998955B2 (ja) 2016-11-24 2022-01-18 アルセロールミタル ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法
EP3901321A1 (fr) * 2016-11-24 2021-10-27 ArcelorMittal Tôle d'acier laminée à chaud et revêtue pour estampage à chaud, pièce en acier revêtue estampée à chaud et procédés de fabrication correspondants
KR20210074405A (ko) * 2016-11-24 2021-06-21 아르셀러미탈 열간 스탬핑을 위한 열간 압연되고 코팅된 강 시트, 열간 스탬핑되고 코팅된 강 부품 및 이의 제조 방법
CN113046645A (zh) * 2016-11-24 2021-06-29 安赛乐米塔尔公司 用于热压印的热轧涂覆钢板、热压印涂覆钢部件以及用于制造其的方法
CN113046633A (zh) * 2016-11-24 2021-06-29 安赛乐米塔尔公司 用于热压印的热轧涂覆钢板、热压印涂覆钢部件以及用于制造其的方法
KR102272870B1 (ko) * 2016-11-24 2021-07-06 아르셀러미탈 열간 스탬핑을 위한 열간 압연되고 코팅된 강 시트, 열간 스탬핑되고 코팅된 강 부품 및 이의 제조 방법
JP2021152217A (ja) * 2016-11-24 2021-09-30 アルセロールミタル ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法
KR102447050B1 (ko) 2017-06-01 2022-09-26 아르셀러미탈 향상된 연성을 갖는 고강도 강 부품들을 제조하기 위한 방법, 및 상기 방법에 의해 얻어진 부품들
JP2022174173A (ja) * 2017-06-01 2022-11-22 アルセロールミタル 改善された延性を備えた高強度鋼製部品の製造方法、及び前記方法により得られた部品
RU2732711C1 (ru) * 2017-06-01 2020-09-22 Арселормиттал Способ изготовления деталей из стали с высокой механической прочностью и повышенной вязкостью и полученные этим способом детали
JP7506721B2 (ja) 2017-06-01 2024-06-26 アルセロールミタル 改善された延性を備えた高強度鋼製部品の製造方法、及び前記方法により得られた部品
US11976342B2 (en) 2017-06-01 2024-05-07 Arcelor Mittal Method for producing high-strength steel parts with improved ductility, and parts obtained by said method
WO2018220412A1 (fr) 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
US20230019292A1 (en) * 2017-06-01 2023-01-19 Arcelormittal Method for producing high-strength steel parts with improved ductility, and parts obtained by said method
JP2020522614A (ja) * 2017-06-01 2020-07-30 アルセロールミタル 改善された延性を備えた高強度鋼製部品の製造方法、及び前記方法により得られた部品
EP3631033A1 (fr) * 2017-06-01 2020-04-08 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
JP7139361B2 (ja) 2017-06-01 2022-09-20 アルセロールミタル 改善された延性を備えた高強度鋼製部品の製造方法、及び前記方法により得られた部品
KR20200013244A (ko) * 2017-06-01 2020-02-06 아르셀러미탈 향상된 연성을 갖는 고강도 강 부품들을 제조하기 위한 방법, 및 상기 방법에 의해 얻어진 부품들
WO2018220540A1 (fr) 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
US11473166B2 (en) 2017-06-01 2022-10-18 Arcelormittal Method for producing high-strength steel parts with improved ductility, and parts obtained by said method
EP3712286B1 (fr) 2017-11-13 2021-10-20 JFE Steel Corporation Tôle d'acier pressé à chaud et son procédé de fabrication
EP3680359B1 (fr) 2017-11-13 2022-01-05 JFE Steel Corporation Élément en tôle d'acier pressée à chaud et son procédé de production
WO2021230306A1 (fr) 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 Élément d'estampage à chaud
US11926120B2 (en) 2020-05-13 2024-03-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping
WO2021230311A1 (fr) 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier pour estampage à chaud
WO2021230309A1 (fr) 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 Tôle d'acier pour estampage à chaud

Also Published As

Publication number Publication date
EP3175006B1 (fr) 2019-03-06
CN106574348B (zh) 2018-06-15
UA118298C2 (uk) 2018-12-26
CN106574348A (zh) 2017-04-19
JP6698128B2 (ja) 2020-05-27
MX2017001374A (es) 2017-05-09
CA3071152A1 (fr) 2016-02-04
ES2732319T3 (es) 2019-11-21
BR112017007999B1 (pt) 2021-06-01
PL3175006T3 (pl) 2019-08-30
CA3071152C (fr) 2022-05-10
KR20170132908A (ko) 2017-12-04
CA3071136A1 (fr) 2016-02-04
KR101820273B1 (ko) 2018-01-19
EP3175006A1 (fr) 2017-06-07
KR20170029012A (ko) 2017-03-14
RU2017106289A3 (fr) 2018-08-28
CA2956537A1 (fr) 2016-02-04
US20210214816A1 (en) 2021-07-15
JP2017525849A (ja) 2017-09-07
CA2956537C (fr) 2020-03-24
RU2017106289A (ru) 2018-08-28
US20170298465A1 (en) 2017-10-19
CA3071136C (fr) 2022-05-10
TR201908459T4 (tr) 2019-07-22
JP6580123B2 (ja) 2019-09-25
WO2016016676A1 (fr) 2016-02-04
US20170253941A1 (en) 2017-09-07
RU2667189C2 (ru) 2018-09-17
CO2017001981A2 (es) 2017-05-19
KR102129162B1 (ko) 2020-07-02
BR112017007999A2 (pt) 2018-02-20
JP2019035149A (ja) 2019-03-07
HUE043636T2 (hu) 2019-08-28
US9845518B2 (en) 2017-12-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3175006B1 (fr) Procédé de fabrication de tôles d&#39;acier pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
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
EP3146083B1 (fr) Tôle d&#39;acier doublement recuite a hautes caracteristiques mecaniques de resistance et de ductilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
CA3065036C (fr) Procede de fabrication de pieces d&#39;acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2017182896A1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;une pièce en acier inoxydable martensitique à partir d&#39;une tôle
JP6086162B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
AU2006217983A1 (en) Method for steel strip coating and a steel strip provided with said coating
EP2753723A1 (fr) Acier lamine durcissant par precipitation apres formage a chaud et/ou trempe sous outil a tres haute resistance et ductilite et son procede de fabrication
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
KR102330604B1 (ko) 전기저항 점용접부의 피로강도가 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법

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: 15753989

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015753989

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 39686

Country of ref document: MA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2956537

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017504820

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2017/001374

Country of ref document: MX

Ref document number: 15500090

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177005391

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017106289

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: NC2017/0001981

Country of ref document: CO

Ref document number: A201701941

Country of ref document: UA

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112017007999

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112017007999

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20170418