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EP1995336A1 - Low-density steel with good suitability for stamping - Google Patents

Low-density steel with good suitability for stamping Download PDF

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Publication number
EP1995336A1
EP1995336A1 EP07290624A EP07290624A EP1995336A1 EP 1995336 A1 EP1995336 A1 EP 1995336A1 EP 07290624 A EP07290624 A EP 07290624A EP 07290624 A EP07290624 A EP 07290624A EP 1995336 A1 EP1995336 A1 EP 1995336A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
sheet
rolled
temperature
rolling
steel
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Withdrawn
Application number
EP07290624A
Other languages
German (de)
French (fr)
Inventor
Astrid Perlade
Olivier Bouaziz
Xavier Garat
Josée Drillet
Jean-Louis Uriarte
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ArcelorMittal France SA
Original Assignee
ArcelorMittal France SA
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=38823590&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP1995336(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by ArcelorMittal France SA filed Critical ArcelorMittal France SA
Priority to EP07290624A priority Critical patent/EP1995336A1/en
Priority to UAA200912894A priority patent/UA99827C2/en
Priority to AT08805524T priority patent/ATE490348T1/en
Priority to PCT/FR2008/000610 priority patent/WO2008145872A1/en
Priority to KR1020097023754A priority patent/KR101476866B1/en
Priority to RU2009146543/02A priority patent/RU2436849C2/en
Priority to US12/600,085 priority patent/US9580766B2/en
Priority to BRPI0811610-5A2A priority patent/BRPI0811610A2/en
Priority to MX2009012221A priority patent/MX2009012221A/en
Priority to CA2687327A priority patent/CA2687327C/en
Priority to PL08805524T priority patent/PL2155916T5/en
Priority to JP2010507948A priority patent/JP5552045B2/en
Priority to DE602008003801T priority patent/DE602008003801D1/en
Priority to ES08805524.9T priority patent/ES2356186T5/en
Priority to KR1020147027952A priority patent/KR20140129365A/en
Priority to EP08805524.9A priority patent/EP2155916B2/en
Priority to CN2008800160910A priority patent/CN101755057B/en
Priority to ARP080102046A priority patent/AR066569A1/en
Publication of EP1995336A1 publication Critical patent/EP1995336A1/en
Priority to ZA200907619A priority patent/ZA200907619B/en
Priority to MA32326A priority patent/MA31363B1/en
Priority to JP2013206098A priority patent/JP5728547B2/en
Priority to US15/374,827 priority patent/US9765415B2/en
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn

Definitions

  • the invention relates to a ferritic sheet of hot-rolled or cold-rolled steel, having a strength greater than 400 MPa and a density of less than about 7.3, and its manufacturing process.
  • the microstructure at ambient temperature of the steels consists of an equiaxed ferrite matrix whose average grain size is less than 50 micrometers.
  • Aluminum is mainly in solid solution in this matrix based on iron.
  • These steels contain kappa precipitates (" ⁇ ") which are a ternary Fe 3 AlC x intermetallic phase. The presence of these precipitates in the ferritic matrix leads to a significant hardening.
  • ⁇ precipitates must not be present in the form of a marked intergranular precipitation under penalty of a significant reduction in ductility: the inventors have shown that the ductility was reduced when the linear fraction of ferritic grain boundaries which present K precipitation was greater than or equal to 30%.
  • this linear fraction f is given to the figure 1 : If we consider a particular grain whose contour is limited by successive grain boundaries of length L 1 , L 2 , .. L i , observations by microscopy show that this grain may have precipitates K along the joints over a length d 1 , ..d i ...
  • the linear fraction comprising precipitates K is defined by the expression f: ⁇ s di means the total length of grain boundaries with precipitated ⁇ , relative to the surface (S) considered.
  • ⁇ s Li represents the total length of the grain boundaries relative to the surface (S) considered.
  • the expression f thus translates the degree of recovery of the ferritic grain boundaries by a precipitation K.
  • the semi-finished products were heated to a temperature of 1220 ° C. and hot-rolled to obtain a sheet having a thickness of about 3.5 mm.
  • the references I1-a, I1-b, I1-c, I1-d, 11-e designate, for example, five steel sheets manufactured under different conditions from the composition 11.
  • Table 2 details the conditions of the successive hot rolling stages: The number N of rolling steps carried out at a hot rolling temperature greater than 1050 ° C. - Of these, the number N i of rolling steps whose reduction rate is greater than 30% The time t i flowing between each of the steps N i , and the rolling step immediately succeeding each of these - The end of rolling temperature T FL - The time interval tp flowing on cooling between 850 and 700 ° C - The winding temperature T bob Table 2: Manufacturing conditions during hot rolling landmark NOT N i t i (s) TFL (° C) tp (s) Tbob (° C) 14.5 11a I 4 3 20.6 900 21 700 26.8 2 I1b R 6 2 2 2 2 900 21 700 I1c R 4 1 8 900 1.3 700 26.5 i 1d I 5 3 23.5 900 21 700 20 7.7 5.2 I1E R 7 5 3.5 1050 20 700 3 2.5 i3a I 4 2 10 950 20 700 11 i3b
  • Table 3 shows the density measured on the plates of Table 2 and certain mechanical and microstructural characteristics.
  • the resistance Rm, the uniform elongation Au, the elongation at break A t, have thus been measured in the cross-machine direction with respect to rolling.
  • the IV grain size was also measured by the method of linear intercepts according to the NF EN ISO 643 standard on a surface perpendicular to the direction transverse to the rolling. The measurement of d IV was carried out in the direction perpendicular to the thickness of the sheet. In order to obtain increased mechanical properties, it is more particularly desired to obtain a grain size of IV less than 100 microns.
  • Table 3 Properties of hot-rolled sheets obtained from I1 and I3 steels.
  • the steel sheets according to the invention are characterized by a grain size IV less than 100 micrometers and have a strength ranging from 505 to 645 MPa.
  • the sheet I1c was laminated with an insufficient number of rolling steps with a rate greater than 30%, a time interpasse and a time interval t P too short.
  • the consequences are identical to those noted on sheets I1b and I1e.
  • the time interval tp being too low, a hardening precipitation of K precipitates and TiC carbides occurs only partially, which does not make it possible to take full advantage of the curing possibilities.
  • the steel R1 has an insufficient titanium content which leads to a solid solution carbon content that is too high: the folding ability is then reduced.
  • Steel R2 has an insufficient aluminum content which does not allow to obtain a density lower than 7.3.
  • R3, R4, R5 and R6 steels contain too much aluminum and possibly carbon: their ductility is reduced due to the excessive precipitation of intermetallic phases or carbides
  • Example 2 Cold-rolled and annealed sheets
  • references I3a1, I3a2, 13a3, 13a4 designate four steel sheets manufactured under different conditions of cold rolling and annealing from the hot-rolled sheet 13a.
  • Table 5 Production conditions for cold-rolled and annealed sheets landmark Ability to rolling to cold T ' V
  • No satisfactory (cracks in cross-direction) I according to the invention.
  • R reference Underlined Values: Not in accordance with the invention.
  • Table 6 shows some of the mechanical, chemical, microstructural and sheet density characteristics of Table 5. This was measured by transverse tensile tests with respect to rolling, the yield strength Re, the resistance Rm, the uniform elongation Au, the elongation at break A t . By means of scanning electron microscopy observations, the presence of cleavage facets on the rupture surfaces of the test specimens was noted.
  • the soil sol carbon content in solid solution was also measured.
  • the ability to bend and press was evaluated. It was also noted the possible presence of scuffing consecutive deformations.
  • microstructure of these recrystallized sheets consists of equiaxed ferrite whose average ⁇ - grain size was measured in the transverse rolling direction. The rate of recovery of ferritic grain boundaries by K precipitation was also measured using the Aphelion TM image analysis software .
  • Table 6 Mechanical properties of cold-rolled and annealed sheets obtained from I1 and I3 steels.
  • the steel sheets I1a1 and I3a1 have a solid solution carbon content, a ferritic equiaxed grain size, and a grain boundary recovery ratio that satisfies the conditions of the invention. As a result, the ability to bend, stamping, scratch resistance of these sheets, is high.
  • the figure 4 illustrates the microstructure of the steel sheet I1a1 according to the invention.
  • the figure 5 illustrates the microstructure of another steel sheet according to the invention, I3a1: note the presence of K precipitates of which only a small amount is present in intergranular form, which allows to maintain a high ductility.
  • the steel sheet I1a2 was cooled at a too high speed after annealing: the carbon is then completely in solid solution, which causes a reduction in ductility of the matrix resulting in the local presence of fragile areas on the plates. facies of rupture.
  • the sheet 13a2 has been cooled too fast and also leads to an excessive content of solid solution.
  • the figure 6 illustrates the microstructure of the sheet I3a3: it was annealed at too high a temperature T ': the ⁇ precipitates present before the annealing were dissolved, their subsequent precipitation after cooling intervened in an excessive amount of intergranular form. This results in the local presence of fragile beaches on fracture facies.
  • the I3a4 sheet was also annealed at a temperature which causes partial dissolution of the precipitates K.
  • the carbon content in solid solution is excessive.
  • the steel sheet I1c1 was made from a hot-rolled sheet not satisfying the requirements of the invention: the equiaxial grain size is too large, the crimping resistance and the stamping ability are insufficient.
  • the hot-rolled sheet I3b which does not satisfy the criteria of the invention, is not suitable for deformation since transverse cracks appear during cold rolling.
  • the steels according to the invention have good continuous galvanizing properties, in particular during an annealing cycle at 800 ° C. with a dew point temperature higher than -20 ° C.
  • the steels according to the invention thus have a combination of properties (density, mechanical strength, deformability, weldability, coating) particularly interesting. These steel sheets are used with advantage for the manufacture of skin parts or structure in the automotive field.

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Abstract

Ferritic stainless steel sheet composition comprises: carbon (C) (0.001-0.15 wt.%); manganese (Mn) (= 1 wt.%); silicon (= 1.5 wt.%); aluminum (Al) (6-10 wt.%); titanium (0.020-0.5 wt.%); sulfur (= 0.050 wt.%); and phosphorus (= 0.1 wt.%); and optionally one or more elements comprising chromium (= 1 wt.%); molybdenum (= 1 wt.%); nickel (= 1 wt.%); niobium (= 0.1 wt.%); vanadium (= 0.2 wt.%); and boron (= 0.010 wt.%), where the rest of the composition is constituted of iron and unavoidable impurities resulting from elaboration. Independent claims are included for: (1) a manufacturing process of hot-rolled steel, comprising: supplying the steel composition; flowing the steel in the form of semi-finished product; carrying semi-finished product at temperature of >= 1150[deg] C; hot-rolling the semi-finished product to obtain a sheet, by at least two rolling steps carried out at temperature greater than 1050[deg] C, where the reduction rate of each of two steps are >= 30%, and the time passes between each of two rolling steps and following rolling step is >= 10 seconds; rolling at a temperature (T(FL)) of >= 900[deg] C; cooling the sheet, the time interval between time (t p) passes between 850-700[deg] C is greater than 3 seconds, to obtain a precipitation of precipitates (K); and spooling the sheet at a temperature (T b o b) of 500-700[deg] C; and (2) a manufacturing process of cold rolled and annealed steel sheet, comprising: supplying the hot-rolled steel sheet; cold rolling the sheet with a reduction rate of 30-90% to obtain a cold rolled sheet; heating the cold rolled sheet at a temperature (T') with a speed (V c) of greater than 3[deg] C/s; cooling the sheet at a speed (V(R)) of 100[deg] C/s; and the temperature (T') and the speed is obtained by a complete recrystallization, a linear fraction (f) of intergranular precipitates (K) of less than 30% and a carbon content in solid solution of less than 0.005 wt.%.

Description

L'invention concerne une tôle ferritique d'acier laminée à chaud ou à froid, possédant une résistance supérieure à 400 MPa et une densité inférieure à 7,3 environ, ainsi que son procédé de fabrication.The invention relates to a ferritic sheet of hot-rolled or cold-rolled steel, having a strength greater than 400 MPa and a density of less than about 7.3, and its manufacturing process.

La diminution de la quantité de CO2 émis par les véhicules automobiles passe notamment par l'allègement des véhicules automobiles. Cet allègement peut être réalisé :

  • grâce à une augmentation des caractéristiques mécaniques des aciers constituant les pièces structurales ou les pièces de peau, ou
  • à caractéristiques mécaniques données, grâce à une réduction de la densité des aciers.
  • La première voie fait l'objet de nombreuses recherches, des aciers dont la résistance mécanique va de 800MPa à plus de 1000MPa ont été proposés par l'industrie sidérurgique. La densité de ces aciers reste cependant voisine de 7,8, qui est la densité d'aciers conventionnels.
  • Une seconde voie passe par l'addition d'éléments susceptibles de réduire la densité des aciers : Le brevet EP1485511 divulgue ainsi des aciers comportant des additions de silicium (2-10%) et d'aluminium (1-10%) de microstructure ferritique, et contenant également des phases carburées.
Cependant, la teneur en silicium relativement élevée de ces aciers peut poser dans certains cas des problèmes de revêtabilité et de ductilité.
On connaît par ailleurs des aciers contenant une addition d'environ 8% d'aluminium : on peut cependant rencontrer des difficultés lors de la fabrication de ces aciers, en particulier lors du laminage à froid. On peut également rencontrer des problèmes de chiffonnage lors de l'emboutissage de ces aciers. Lorsque ceux-ci contiennent plus de 0,010% C, une précipitation de phases carburées peut augmenter la fragilité. L'utilisation de tels aciers pour la fabrication de pièces structurales est alors impossible.The reduction in the amount of CO 2 emitted by motor vehicles includes the lightening of motor vehicles. This relief can be achieved:
  • thanks to an increase in the mechanical characteristics of the steels constituting the structural parts or the pieces of skin, or
  • with given mechanical characteristics, thanks to a reduction of the density of the steels.
  • The first channel is the subject of much research, steels whose mechanical strength ranges from 800 MPa to more than 1000 MPa have been proposed by the steel industry. The density of these steels however remains close to 7.8, which is the density of conventional steels.
  • A second way involves the addition of elements that can reduce the density of the steels: The patent EP1485511 thus discloses steels comprising additions of silicon (2-10%) and aluminum (1-10%) ferritic microstructure, and also containing carburized phases.
However, the relatively high silicon content of these steels may in some cases pose problems of coating and ductility.
Steels containing an addition of approximately 8% of aluminum are also known: however, difficulties can be encountered during the manufacture of these steels, in particular during cold rolling. There may also be problems of scouring during the stamping of these steels. When these contain more than 0.010% C, precipitation of carburized phases may increase brittleness. The use of such steels for the manufacture of structural parts is then impossible.

Le but de l'invention est de proposer des tôles d'acier laminées à chaud ou à froid présentant simultanément :

  • une densité inférieure à 7,3 environ
  • une résistance Rm supérieure à 400MPa
  • une bonne aptitude à la déformation, en particulier au laminage et une excellente résistance au chiffonnage,
  • une bonne soudabilité et une bonne revêtabilité
Le but de l'invention est également de proposer un procédé de fabrication compatible avec les installations industrielles usuelles.
A cet effet, l'invention a pour objet une tôle en acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,001≤ C ≤0,15%, Mn ≤ 1 %, Si ≤ 1,5%, 6% ≤Al ≤ 10%, 0,020% ≤ Ti ≤ 0,5%, S ≤ 0,050%, P ≤ 0, 1 % et, à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi : Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1%, Ni ≤ 1%, Nb ≤ 0.1%, V ≤ 0,2%, B ≤ 0,01%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Selon un mode particulier, la composition comprend : 0,001 % ≤C ≤ 0,010%, Mn ≤ 0,2%.
Selon un mode préféré, la composition comprend : 0,010 % < C ≤ 0,15%, 0,2% < Mn ≤ 1%.
Préférentiellement, la composition comprend :7,5 % ≤Al ≤ 10%.
Très préférentiellement, la composition comprend : 7,5 % ≤Al ≤ 8,5%.
Selon un mode préféré, la tôle est constituée de ferrite équiaxe dont la taille moyenne de grain dα est inférieure 50 micromètres, la fraction linéaire f de précipités intergranulaires K étant inférieure à 30%.
Selon un mode particulier, la tôle est constituée de ferrite dont la taille moyenne de grain dIV mesurée sur une surface perpendiculaire à la direction transverse par rapport au laminage est inférieure à 100 micromètres.
La teneur en carbone en solution solide est préférentiellement inférieure à 0,005% en poids.
Selon un mode préféré, la résistance de la tôle est supérieure ou égale à 400MPa.
A titre préférentiel, la résistance de la tôle est supérieure ou égale à 600MPa.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel on approvisionne un acier de composition selon l'une des compositions ci-dessus, on coule l'acier sous forme de demi-produit qu'on porte à une température supérieure ou égale à 1150°C. On lamine à chaud le demi-produit pour obtenir une tôle, grâce à au moins deux étapes de laminage effectuées à des températures supérieures à 1050°C, le taux de réduction de chacune des étapes étant supérieur ou égal à 30%, le temps s'écoulant entre chacune des étapes de laminage, et l'étape de laminage suivante, étant supérieur ou égal à 10 s. On achève le laminage à une température TFL supérieure ou égale à 900°C, on refroidit la tôle de telle sorte que l'intervalle de temps tp s'écoulant entre 850 et 700°C soit supérieur à 3 s, pour obtenir une précipitation de précipités κ, puis on bobine la tôle à une température Tbob comprise entre 500 et 700°C.
Selon un mode particulier, la coulée est effectuée directement sous forme de brames minces ou de bandes minces entre cylindres contra-rotatifs.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle en acier laminée à froid et recuite selon lequel on approvisionne une tôle d'acier laminée à chaud fabriquée selon un des modes ci-dessus, puis on lamine à froid la tôle avec un taux de réduction compris entre 30 et 90%, de façon à obtenir une tôle laminée à froid. On chauffe ensuite la tôle laminée à froid à une température T' avec une vitesse Vc supérieure à 3°C/s, puis on refroidit la tôle à une vitesse VR inférieure à 100°C/s, la température T' et la vitesse VR étant choisies de façon à obtenir une recristallisation complète, une fraction linéaire f de précipités intergranulaires K inférieure à 30% et une teneur en carbone en solution solide inférieure à 0,005% en poids.
On chauffe préférentiellement la tôle laminée à froid à une température T' comprise entre 750 et 950°C.
Selon un mode particulier de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite, on approvisionne une tôle de composition : 0,010 % < C ≤ 0,15%, 0,2% < Mn ≤ 1%, Si ≤ 1,5%, 6% ≤AI ≤ 10%, 0,020% ≤ Ti ≤ 0,5%, S ≤ 0,050%, P ≤ 0, 1 % et, à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi : Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1%, Ni ≤ 1%, Nb ≤ 0.1%, V ≤ 0,2%, B ≤ 0,01%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, et on chauffe la tôle laminée à froid à une température T' choisie de façon à éviter la dissolution de précipités K.
Selon un mode particulier, on approvisionne une tôle de composition ci-dessus et on chauffe la tôle laminée à froid à une température T' comprise entre 750 et 800°C.
L'invention a également pour objet l'utilisation de tôles d'acier selon l'un des modes ci-dessus ou fabriquées selon l'un des modes ci-dessus pour la fabrication de pièces de peau ou de pièces structurales dans le domaine automobile.
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 annexées ci-jointes selon lesquelles :
  • La figure 1 définit schématiquement la fraction linéaire f de joints de grains ferritiques comportant une précipitation intergranulaire
  • La figure 2 présente la microstructure d'une tôle d'acier laminée à chaud selon l'invention.
  • La figure 3 présente la microstructure d'une tôle d'acier laminée à chaud fabriquée selon des conditions ne satisfaisant pas à l'invention
  • Les figures 4 et 5 illustrent la microstructure de deux tôles laminées à froid et recuites selon l'invention.
  • La figure 6 présente la microstructure d'une tôle d'acier laminée à froid et recuite fabriquée selon des conditions ne satisfaisant pas à l'invention
La présente invention est relative à des aciers présentant une densité réduite, inférieure à 7,3 environ, tout en conservant des caractéristiques d'usage satisfaisantes.
L'invention est notamment relative à un procédé de fabrication permettant de contrôler la précipitation de carbures intermétalliques, la microstructure, et la texture dans des aciers comportant notamment des combinaisons particulières de carbone, d'aluminium et de titane.
En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle important sur la formation de la microstructure et sur les propriétés mécaniques :
  • Selon l'invention, la teneur en carbone est comprise entre 0,001% et 0,15%: au dessous de 0,001%, on ne peut obtenir un durcissement significatif. Lorsque la teneur en carbone est supérieure à 0,15%, l'aptitude au laminage à froid des aciers est faible.
  • Lorsque la teneur en manganèse excède 1%, il existe un risque de stabilisation de l'austénite résiduelle à température ambiante en raison du caractère gammagène de cet élément. Les aciers selon l'invention ont une microstructure ferritique à température ambiante. Différents modes particuliers de l'invention peuvent être mis en oeuvre, en fonction de la teneur en carbone et en manganèse de l'acier :
    • Lorsque la teneur en carbone est comprise entre 0,001 et 0,010% et lorsque la teneur en manganèse est inférieure ou égale à 0,2%, la résistance Rm minimale obtenue est de 400MPa.
    • Lorsque la teneur en carbone est supérieure à 0,010% et inférieure ou égale à 0,15%, et lorsque la teneur en manganèse est supérieure à 0,2% et inférieure ou égale à 1%, la résistance minimale obtenue est de 600 MPa. Dans les gammes des teneurs en carbone présentées ci-dessus, les inventeurs ont mis en évidence que cet élément contribuait à un durcissement important par une précipitation de carbures (TiC ou précipités kappa) et par un affinement du grain ferritique. L'addition de carbone ne conduit qu'à une faible perte de ductilité si la précipitation de carbures n'est pas intergranulaire ou si le carbone n'est pas en solution solide.
Dans ces gammes de composition, l'acier a une matrice ferritique à toute température lors du cycle de fabrication, c'est à dire dès la solidification à partir de la coulée.
  • Au même titre que l'aluminium, le silicium est un élément permettant de réduire la densité de l'acier. Cependant, une addition excessive de silicium, au delà de 1,5%, provoque la formation d'oxydes fortement adhérents et l'apparition éventuelle de défauts de surface, conduisant notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé. De plus, cette addition excessive diminue la ductilité.
  • L'aluminium est un élément important de l'invention : lorsque sa teneur est inférieure à 6% en poids, une réduction suffisante de la densité ne peut être obtenue. Lorsque sa teneur est supérieure à 10%, il existe un risque de formation de phases intermétalliques fragilisantes Fe3Al et FeAl.
Préférentiellement, la teneur en aluminium est comprise entre 7,5 et 10% : au sein de cette gamme, la densité de la tôle est inférieure à 7,1 environ.
Préférentiellement, la teneur en aluminium est comprise entre 7,5 et 8,5% : dans cette gamme, on obtient un allégement satisfaisant sans diminution de la ductilité.
  • L'acier contient également une teneur minimale en titane de 0,020% qui contribue à limiter la teneur en carbone en solution solide en quantité inférieure à 0,005% en poids, grâce à une précipitation de TiC. Le carbone en solution solide a un effet néfaste sur la ductilité du fait qu'il réduit la mobilité des dislocations. Au delà de 0,5% de titane, la précipitation de carbures de titane intervient en quantité trop importante, et la ductilité est réduite.
  • Une addition éventuelle de bore limitée à 0,010% contribue également à une réduction du carbone en solution solide.
  • La teneur en soufre est inférieure à 0,050% de façon à limiter une précipitation éventuelle de TiS qui diminuerait la ductilité.
  • Pour des raisons de ductilité à chaud, la teneur en phosphore est également limitée à 0,1%.
A titre optionnel, l'acier peut également contenir, seuls ou en combinaison :
  • du chrome, du molybdène, ou du nickel en quantité inférieure ou égale à 1%. Ces éléments apportent un durcissement complémentaire par solution solide.
  • Des éléments de micro-alliage, comme le niobium et le vanadium en quantité respectivement inférieure à 0,1 et 0,2% en poids, peuvent être ajoutés pour obtenir un durcissement complémentaire par précipitation.
Le reste de la composition est constitué de fer et des impuretés inévitables qui résultent de l'élaboration.
La structure des aciers selon l'invention comporte une distribution homogène de grains ferritiques fortement désorientés : la désorientation forte entre grains voisins permet d'éviter le défaut de chiffonnage : ce défaut se caractérise, lors de la mise en forme à froid de tôles, par l'apparition localisée et prématurée de bandes suivant le sens de laminage, formant un relief. Ce phénomène est dû à la présence de groupement de grains recristallisés et faiblement désorientés, car provenant d'un même grain originel avant recristallisation. Une structure sensible au chiffonnage est caractérisée par une distribution spatiale de texture.
Lorsque le phénomène de chiffonnage est présent, les propriétés mécaniques en sens travers (notamment l'allongement uniforme) et l'aptitude à la mise en forme sont fortement réduites. Les aciers selon l'invention ne présentent pas de sensibilité au chiffonnage lors de la mise en forme, en raison de leur texture favorable.The object of the invention is to propose hot-rolled or cold-rolled steel sheets having simultaneously:
  • a density of less than about 7.3
  • a resistance R m greater than 400 MPa
  • good deformability, in particular rolling and excellent resistance to creasing,
  • good weldability and good coating
The object of the invention is also to provide a manufacturing method compatible with the usual industrial installations.
For this purpose, the subject of the invention is a steel sheet whose composition comprises, the contents being expressed by weight: 0.001 C C ≤ 0.15%, Mn ≤ 1%, Si ≤ 1.5%, 6% ≤ Al ≤ 10%, 0.020% ≤ Ti ≤ 0.5%, S ≤ 0.050%, P ≤ 0, 1% and, optionally, one or more elements selected from: Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1%, Ni ≤ 1%, Nb ≤ 0.1%, V ≤ 0.2%, B ≤ 0.01%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the preparation.
In a particular embodiment, the composition comprises: 0.001% ≤C ≤ 0.010%, Mn ≤ 0.2%.
According to a preferred embodiment, the composition comprises: 0.010% <C ≤ 0.15%, 0.2% <Mn ≤ 1%.
Preferably, the composition comprises: 7.5% ≤Al ≤ 10%.
Very preferably, the composition comprises: 7.5% ≤Al ≤ 8.5%.
According to a preferred embodiment, the sheet consists of equiaxed ferrite whose average grain size α is less than 50 microns, the linear fraction f of intergranular precipitates K being less than 30%.
According to a particular embodiment, the sheet is made of ferrite whose average grain size d IV measured on a surface perpendicular to the direction transverse to the rolling is less than 100 micrometers.
The carbon content in solid solution is preferably less than 0.005% by weight.
In a preferred embodiment, the strength of the sheet is greater than or equal to 400 MPa.
As a preference, the strength of the sheet is greater than or equal to 600 MPa.
The subject of the invention is also a process for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to which a steel of composition is supplied according to one of the above compositions, the steel is cast in the form of a semi-finished product. that is heated to a temperature greater than or equal to 1150 ° C. The semi-finished product is hot-rolled to obtain a sheet, by means of at least two rolling steps carried out at temperatures above 1050 ° C., the reduction rate of each of the steps being greater than or equal to 30%, the time flowing between each of the rolling steps, and the next rolling step being greater than or equal to 10 s. The rolling is completed at a temperature T FL greater than or equal to 900 ° C, the sheet is cooled so that the time interval tp flowing between 850 and 700 ° C is greater than 3 s, to obtain a precipitation of precipitates κ, then the sheet is reeled at a temperature T bob of between 500 and 700 ° C.
In a particular embodiment, the casting is carried out directly in the form of thin slabs or thin strips between contra-rotating rolls.
The invention also relates to a method of manufacturing a cold-rolled and annealed steel sheet according to which a hot-rolled steel sheet manufactured according to one of the above modes is supplied, then the sheet is cold-rolled. with a reduction ratio of between 30 and 90%, so as to obtain a cold-rolled sheet. The cold-rolled sheet is then heated to a temperature T 'with a speed V c greater than 3 ° C./s, then the sheet is cooled at a speed V R less than 100 ° C./s, the temperature T' and the V R speed being chosen so as to obtain a complete recrystallization, a linear fraction f of intergranular precipitates K less than 30% and a carbon content in solid solution less than 0.005% by weight.
The cold-rolled sheet is preferably heated to a temperature T 'of between 750 and 950 ° C.
According to a particular method of manufacturing a cold-rolled and annealed sheet, a sheet of composition is supplied: 0.010% <C ≤ 0.15%, 0.2% <Mn ≤ 1%, Si ≤ 1.5%, 6% ≤ ≤ 10%, 0.020% ≤ Ti ≤ 0.5%, S ≤ 0.050%, P ≤ 0, 1% and, optionally, one or more elements selected from: Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1 %, Ni ≤ 1%, Nb ≤ 0.1%, V ≤ 0.2%, B ≤ 0.01%, the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the preparation, and the cold-rolled sheet is heated to a temperature T 'chosen so as to avoid the dissolution of precipitates K.
According to a particular embodiment, supplying a sheet of composition above and heating the cold-rolled sheet to a temperature T 'of between 750 and 800 ° C.
The invention also relates to the use of steel sheets according to one of the above modes or manufactured in one of the above modes for the manufacture of skin parts or structural parts in the automotive field .
Other features and advantages of the invention will become apparent from the description below, given by way of example and with reference to the appended accompanying figures in which:
  • The figure 1 schematically defines the linear fraction f of ferritic grain boundaries with intergranular precipitation
  • The figure 2 presents the microstructure of a hot-rolled steel sheet according to the invention.
  • The figure 3 presents the microstructure of a hot-rolled steel sheet manufactured under conditions not satisfying the invention
  • The figures 4 and 5 illustrate the microstructure of two cold-rolled and annealed sheets according to the invention.
  • The figure 6 presents the microstructure of a cold-rolled and annealed steel sheet manufactured under conditions not satisfying the invention
The present invention relates to steels having a reduced density, less than about 7.3, while retaining satisfactory use characteristics.
The invention relates in particular to a manufacturing method for controlling the precipitation of intermetallic carbides, the microstructure, and the texture in steels including particular combinations of carbon, aluminum and titanium.
With regard to the chemical composition of steel, carbon plays an important role in the formation of the microstructure and in the mechanical properties:
  • According to the invention, the carbon content is between 0.001% and 0.15%: below 0.001%, significant curing can not be obtained. When the carbon content is greater than 0.15%, the cold rollability of the steels is low.
  • When the manganese content exceeds 1%, there is a risk of stabilization of the residual austenite at room temperature because of the gamma-genic nature of this element. The steels according to the invention have a ferritic microstructure at ambient temperature. Different particular embodiments of the invention may be implemented, depending on the carbon and manganese content of the steel:
    • When the carbon content is between 0.001 and 0.010% and when the manganese content is less than or equal to 0.2%, the minimum resistance R m obtained is 400 MPa.
    • When the carbon content is greater than 0.010% and less than or equal to 0.15%, and when the manganese content is greater than 0.2% and less than or equal to 1%, the minimum resistance obtained is 600 MPa. In the ranges of carbon contents presented above, the inventors have demonstrated that this element contributes to a significant hardening by a precipitation of carbides (TiC or kappa precipitates) and a refinement of the ferritic grain. The addition of carbon only leads to a small loss of ductility if the precipitation of carbides is not intergranular or if the carbon is not in solid solution.
In these composition ranges, the steel has a ferritic matrix at any temperature during the manufacturing cycle, that is to say from the solidification from the casting.
  • Like silicon, silicon is an element that reduces the density of steel. However, excessive addition of silicon, above 1.5%, causes the formation of strongly adherent oxides and the possible appearance of surface defects, leading in particular to a lack of wettability in dip galvanizing operations. In addition, this excessive addition decreases ductility.
  • Aluminum is an important element of the invention: when its content is less than 6% by weight, a sufficient reduction of the density can not be obtained. When its content is greater than 10%, there is a risk of formation of Fe 3 Al and FeAl embrittling intermetallic phases.
Preferably, the aluminum content is between 7.5 and 10%: within this range, the density of the sheet is less than about 7.1.
Preferably, the aluminum content is between 7.5 and 8.5%: in this range, satisfactory lightening is obtained without reducing the ductility.
  • The steel also contains a minimum titanium content of 0.020% which helps to limit the carbon content in solid solution in an amount of less than 0.005% by weight, thanks to a precipitation of TiC. Carbon in solid solution has a deleterious effect on ductility because it reduces the mobility of dislocations. Beyond 0.5% titanium, the precipitation of titanium carbides occurs in too large a quantity, and the ductility is reduced.
  • A possible addition of boron limited to 0.010% also contributes to a reduction of carbon in solid solution.
  • The sulfur content is less than 0.050% so as to limit any precipitation of TiS which would decrease the ductility.
  • For reasons of hot ductility, the phosphorus content is also limited to 0.1%.
As an option, steel may also contain, alone or in combination:
  • chromium, molybdenum, or nickel in an amount of 1% or less. These elements provide additional hardening by solid solution.
  • Microalloy elements, such as niobium and vanadium in amounts of less than 0.1 and 0.2% by weight, respectively, can be added to obtain additional hardening by precipitation.
The rest of the composition consists of iron and unavoidable impurities that result from the elaboration.
The structure of the steels according to the invention comprises a homogeneous distribution of highly disoriented ferritic grains: the strong disorientation between neighboring grains makes it possible to avoid the crimping defect: this defect is characterized, during the cold forming of sheets, by the localized and premature appearance of strips in the direction of rolling, forming a relief. This This phenomenon is due to the presence of a group of recrystallized and weakly disoriented grains, originating from the same original grain before recrystallization. A scuff sensitive structure is characterized by spatial texture distribution.
When the scuffing phenomenon is present, the cross-machine mechanical properties (especially the uniform elongation) and the formability are greatly reduced. The steels according to the invention do not show any sensitivity to creasing during the shaping, because of their favorable texture.

Selon une forme de l'invention, la microstructure à température ambiante des aciers est constituée d'une matrice de ferrite équiaxe dont la taille de grain moyenne est inférieure à 50 micromètres. L'aluminium est majoritairement en solution solide dans cette matrice à base de fer. Ces aciers contiennent des précipités kappa (« κ ») qui sont une phase intermétallique ternaire Fe3AlCx. La présence de ces précipités dans la matrice ferritique conduit à un durcissement important. Ces précipités κ ne doivent cependant pas être présents sous forme d'une précipitation intergranulaire marquée sous peine d'une réduction importante de la ductilité : les inventeurs ont mis en évidence que la ductilité était réduite lorsque la fraction linéaire de joints de grains ferritiques qui présentent une précipitation K, était supérieure ou égale à 30%. La définition de cette fraction linéaire f est donnée à la figure 1 : Si l'on considère un grain particulier dont le contour est limité par des joints de grains successifs de longueur L1, L2, .. Li, les observations par microscopie montrent que ce grain peut comporter des précipités K le long des joints sur une longueur d1, ..di... En considérant une surface (S) statistiquement représentative de la microstructure, par exemple composée de plus de 50 grains, on définit la fraction linéaire comportant des précipités K par l'expression f :

Figure imgb0001
∑ s di
Figure imgb0002
 désigne la longueur totale des joints de grains comportant des précipités κ, relativement à la surface (S) considérée. ∑ s Li
Figure imgb0003
 représente la longueur totale des joints de grains relativement à la surface (S) considérée.According to one form of the invention, the microstructure at ambient temperature of the steels consists of an equiaxed ferrite matrix whose average grain size is less than 50 micrometers. Aluminum is mainly in solid solution in this matrix based on iron. These steels contain kappa precipitates ("κ") which are a ternary Fe 3 AlC x intermetallic phase. The presence of these precipitates in the ferritic matrix leads to a significant hardening. These κ precipitates, however, must not be present in the form of a marked intergranular precipitation under penalty of a significant reduction in ductility: the inventors have shown that the ductility was reduced when the linear fraction of ferritic grain boundaries which present K precipitation was greater than or equal to 30%. The definition of this linear fraction f is given to the figure 1 : If we consider a particular grain whose contour is limited by successive grain boundaries of length L 1 , L 2 , .. L i , observations by microscopy show that this grain may have precipitates K along the joints over a length d 1 , ..d i ... Considering a surface (S) statistically representative of the microstructure, for example composed of more than 50 grains, the linear fraction comprising precipitates K is defined by the expression f:
Figure imgb0001
 Σ s di
Figure imgb0002
 means the total length of grain boundaries with precipitated κ, relative to the surface (S) considered. Σ s Li
Figure imgb0003
 represents the total length of the grain boundaries relative to the surface (S) considered.

L'expression f traduit donc le taux de recouvrement des joints de grains ferritiques par une précipitation K.The expression f thus translates the degree of recovery of the ferritic grain boundaries by a precipitation K.

Selon une autre forme de l'invention, le grain ferritique n'est pas équiaxe mais sa taille moyenne dIV est inférieure à 100 micromètres. dIV désigne la taille de grain mesurée par la méthode des intercepts linéaires sur une surface (S) représentative perpendiculaire à la direction transverse par rapport au laminage. La mesure de dIV est effectuée selon la direction perpendiculaire à l'épaisseur de la tôle. Cette morphologie de grain non équiaxe, présentant un allongement dans le sens du laminage, peut être par exemple présente sur des tôles d'acier laminées à chaud selon l'invention.
La mise en oeuvre du procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud selon l'invention est la suivante :

  • On approvisionne un acier de composition selon l'invention.
  • On procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier. Cette coulée peut être réalisée en lingots, ou en continu sous forme de brames d'épaisseur de l'ordre de 200mm. On peut également effectuer la coulée sous forme de brames minces de quelques dizaines de millimètres d'épaisseur, ou de bandes minces, entre cylindres d'acier contra-rotatifs. Ce mode de fabrication sous forme de produits minces est particulièrement avantageux, car il permet d'obtenir plus facilement une structure fine qui favorise la réalisation de l'invention comme on le verra plus loin. Au moyen de ses connaissances générales, l'homme du métier saura déterminer les conditions de coulée satisfaisant à la fois la nécessité d'obtenir une structure fine et équiaxe après la coulée, et celle de satisfaire les exigences usuelles d'une coulée industrielle.
Les demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température supérieure à 1150°C pour atteindre en tout point une température favorable aux déformations élevées que va subir l'acier lors des différentes étapes de laminage.
Naturellement, dans le cas d'une coulée directe de brames minces ou de bandes minces entre cylindres contra-rotatifs, l'étape de laminage à chaud de ces demi-produits débutant à plus de 1150°C peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.
A la suite de nombreux essais, les inventeurs ont mis en évidence qu'il était possible d'éviter le problème de chiffonnage et d'obtenir une très bonne emboutissabilité et une bonne ductilité, au moyen du procédé de fabrication comportant les étapes suivantes :
  • On lamine à chaud le demi-produit pour obtenir une tôle, par une succession d'étapes de laminage. Chacune des étapes correspond à une réduction d'épaisseur du produit par le passage au sein de cylindres de laminoir. Dans des conditions industrielles, ces étapes sont réalisées lors du dégrossissage du demi-produit sur un train à bandes. Le taux de réduction associé à chacune de ces étapes est défini par : (épaisseur du demi-produit après étape de laminage- épaisseur avant laminage)/ (épaisseur avant laminage) Selon l'invention, au moins deux de ces étapes sont réalisées à des températures supérieures à 1050°C, le taux de réduction de chacune d'elles est supérieur ou égal à 30%. L'intervalle de temps ti entre chacune des déformations de taux supérieur à 30% et la déformation ultérieure est supérieur ou égal à 10 s de façon à obtenir une recristallisation totale à l'issue de cet intervalle de temps ti. Les inventeurs ont mis en évidence que cette combinaison particulière de conditions conduisait à un affinement très important de la structure à chaud. On promeut ainsi une recristallisation grâce à des températures de laminage supérieures à la température de non-recristallisation Tnr.
    Les inventeurs ont également mis en évidence qu'une structure initiale fine, telle que celle obtenue après une coulée directe, était favorable pour accélérer la recristallisation.
  • On achève le laminage à une température TFL supérieure ou égale à 900°C, de façon à obtenir une recristallisation complète.
  • On refroidit ensuite la tôle obtenue : les inventeurs ont mis en évidence qu'une précipitation particulièrement efficace de précipités K et de carbures TiC était obtenue lorsque l'intervalle de temps tp s'écoulant au refroidissement entre 850 et 700°C était supérieur à 3 s. On obtient de la sorte une précipitation intense favorable au durcissement.
  • On bobine ensuite la tôle à une température Tbob comprise entre 500 et 700°C. Cette étape achève la précipitation de TiC.
A ce stade, on obtient ainsi une tôle laminée à chaud dont l'épaisseur va par exemple de 2 à 6mm. Si l'on souhaite fabriquer une tôle d'épaisseur plus faible, par exemple de 0,6 à 1,5mm, le procédé de fabrication est le suivant :
  • On approvisionne une tôle laminée à chaud, fabriquée selon le procédé décrit ci-dessus. Naturellement, si l'état de surface de la tôle l'exige, on effectuera un décapage au moyen d'un procédé connu en soi.
  • On effectue ensuite un laminage à froid, le taux de réduction étant compris entre 30 et 90%
  • On chauffe ensuite la tôle laminée à froid avec une vitesse de réchauffage Vc supérieure à 3°C/s, ceci afin d'éviter une restauration qui diminuerait la capacité à la recristallisation ultérieure. Le réchauffage est effectué jusqu'à une température de recuit T' qui sera choisie de façon à obtenir une recristallisation complète de la structure initiale fortement écrouie.
On refroidit ensuite la tôle à une vitesse VR inférieure à 100°C/s de façon à ne pas provoquer une éventuelle fragilisation par un excès de carbone en solution solide. Ce résultat est particulièrement surprenant dans la mesure où l'on pouvait penser qu'une vitesse de refroidissement rapide serait favorable pour réduire une précipitation fragilisante. Or les inventeurs ont mis en évidence qu'un refroidissement lent, à une vitesse de refroidissement inférieure à 100°C/s, conduisait une précipitation importante de carbures qui réduisait ainsi la teneur en carbone en solution solide: cette précipitation a pour effet d'augmenter la résistance sans conséquence néfaste sur la ductilité.
On choisira la température de recuit T' et la vitesse VR de façon à obtenir sur le produit final :
  • Une recristallisation complète
  • Une fraction linéaire f de précipités intergranulaires κ inférieure à 30%
  • Une teneur en carbone en solution solide inférieure à 0,005%.
On choisira préférentiellement une température T' comprise entre 750 et 950°C pour obtenir une recristallisation complète.
Plus particulièrement, lorsque la teneur en carbone est supérieure à 0,010 % et inférieure ou égale à 0,15% et lorsque la teneur en manganèse est supérieure à 0,2% et inférieure ou égale à 1%, on choisira la température T' de façon à éviter en outre la dissolution de précipités K présents avant le recuit. En effet, si ces précipités sont dissous, la précipitation ultérieure au refroidissement lent interviendra sous forme intergranulaire fragilisante : une température de recuit trop importante conduirait à la redissolution des précipités K formés lors de la fabrication de la tôle laminée à chaud et diminuerait la résistance mécanique. A cette fin, on choisira préférentiellement une température T' comprise entre 750 et 800°C.
A titre d'exemple non limitatif, les résultats suivants vont montrer les caractéristiques avantageuses conférées par l'invention.According to another form of the invention, the ferritic grain is not equiaxed but its average size d IV is less than 100 micrometers. d IV denotes the grain size measured by the method of linear intercepts on a representative surface (S) perpendicular to the direction transverse to the rolling. The measurement of d IV is made in the direction perpendicular to the thickness of the sheet. This non-equiaxial grain morphology, having an elongation in the direction of rolling, may for example be present on hot-rolled steel sheets according to the invention.
The method of manufacturing a hot-rolled sheet according to the invention is implemented as follows:
  • A steel composition is provided according to the invention.
  • A semi-finished product is cast from this steel. This casting may be carried out in ingots, or continuously in the form of slabs of thickness of the order of 200 mm. The casting can also be carried out in the form of thin slabs of a few tens of millimeters thick, or thin strips, between contra-rotating steel rolls. This method of manufacture in the form of thin products is particularly advantageous, because it makes it easier to obtain a fine structure which favors the realization of the invention as will be seen later. By means of his general knowledge, the skilled person will determine the casting conditions satisfying both the need to obtain a fine and equiaxed structure after casting, and that of meeting the usual requirements of an industrial casting.
The cast semifinished products are first brought to a temperature above 1150 ° C. in order to reach at all points a temperature favorable to the high deformations that the steel will undergo during the various rolling steps.
Naturally, in the case of direct casting of thin slabs or thin strips between contra-rotating rolls, the hot rolling step of these semi-finished products starting at more than 1150 ° C. can be done directly after casting so that an intermediate reheating step is not necessary in this case .
After numerous tests, the inventors have demonstrated that it was possible to avoid the problem of scouring and to obtain very good drawability and good ductility, by means of the manufacturing process comprising the following steps:
  • The semi-finished product is hot rolled to obtain a sheet, by a succession of rolling steps. Each of the steps corresponds to a reduction in the thickness of the product by passing through rolling mill rolls. Under industrial conditions, these steps are performed when roughing the semi-finished product on a band train. The reduction rate associated with each of these steps is defined by: (thickness of the semi-finished product after rolling step-thickness before rolling) / (thickness before rolling) According to the invention, at least two of these steps are carried out at temperatures above 1050 ° C, the reduction rate of each of them is greater than or equal to 30%. The time interval t i between each of the rate deformations greater than 30% and the subsequent deformation is greater than or equal to 10 s so as to obtain a total recrystallization at the end of this time interval t i . The inventors have demonstrated that this particular combination of conditions led to a very important refinement of the hot structure. This promotes recrystallization through rolling temperatures above the non-recrystallization temperature Tnr.
    The inventors have also demonstrated that a fine initial structure, such as that obtained after direct casting, was favorable to accelerate the recrystallization.
  • The rolling is completed at a temperature T FL greater than or equal to 900 ° C, so as to obtain a complete recrystallization.
  • The sheet obtained is then cooled: the inventors have demonstrated that a particularly effective precipitation of precipitates K and TiC carbides was obtained when the time interval tp flowing at cooling between 850 and 700 ° C was greater than 3 s. In this way, an intense precipitation is obtained which is favorable to hardening.
  • The sheet is then reeled at a temperature T bob of between 500 and 700 ° C. This step completes the precipitation of TiC.
At this stage, a hot-rolled sheet is obtained, the thickness of which is, for example, from 2 to 6 mm. If it is desired to manufacture a sheet of lower thickness, for example from 0.6 to 1.5 mm, the manufacturing process is as follows:
  • A hot-rolled sheet is supplied, manufactured according to the method described above. Naturally, if the surface state of the sheet requires it, stripping will be carried out by means of a method known per se.
  • Cold rolling is then carried out, the reduction ratio being between 30 and 90%
  • The cold-rolled sheet is then heated with a heating rate V c greater than 3 ° C./s, in order to avoid a restoration which would reduce the capacity for subsequent recrystallization. Reheating is performed up to an annealing temperature T 'which will be chosen so as to obtain a complete recrystallization of the initial structure hardened.
The sheet is then cooled at a speed V R of less than 100 ° C./s so as not to cause any embrittlement by excess of carbon in solid solution. This result is particularly surprising in that it could be thought that a rapid cooling rate would be favorable to reduce embrittling precipitation. However, the inventors have demonstrated that slow cooling, at a cooling rate of less than 100 ° C./s, led to a significant precipitation of carbides which thus reduced the carbon content in solid solution: this precipitation has the effect of increase the resistance without any detrimental effect on ductility.
The annealing temperature T 'and the speed V R will be chosen so as to obtain on the final product:
  • A complete recrystallization
  • A linear fraction f of intergranular precipitates κ less than 30%
  • Carbon content in solid solution less than 0.005%.
A temperature T 'of between 750 and 950 ° C. is preferably chosen to obtain complete recrystallization.
More particularly, when the carbon content is greater than 0.010% and less than or equal to 0.15% and when the manganese content is greater than 0.2% and less than or equal to 1%, the temperature T 'of in addition to preventing the dissolution of precipitates K present before the annealing. In fact, if these precipitates are dissolved, the subsequent precipitation after slow cooling will take place in embrittling intergranular form: a too high annealing temperature would lead to the redissolution of the precipitates K formed during the manufacture of the hot-rolled sheet and reduce the mechanical strength. . For this purpose, a temperature T 'of between 750 and 800 ° C. will preferably be chosen.
By way of non-limiting example, the following results will show the advantageous characteristics conferred by the invention.

Exemple 1:Tôles laminées à chaudExample 1: Hot-rolled sheets

On a élaboré des aciers par coulée sous la forme de demi-produits d'épaisseur de 50 mm environ. Leurs compositions, exprimées en pourcentage pondéral, figurent au tableau 1 ci-dessous. Tableau 1 Compositions d'aciers (% poids). Repère C Si Mn Al Ti Cr Mo Ni S P Nb I1 0,005 0,013 0,108 8,55 0,096 0,007 0,025 0,005 0,012 0,016 0,004 I2 0,009 0,013 0,108 8,5 0,097 0,008 0,027 0,005 0,013 0,016 0,005 I3 0,080 0,275 0,485 8,24 0,096 0,009 0,026 0,005 0,012 0,016 0,005 R1 0,010 0,170 0,09 6,8 0,006 0,032 - 0,005 0,001 0,009 - R2 0,079 1,44 1,21 3,25 - - - - 0,010 0,009 - R3 0,005 0,010 0,010 14,5 0,104 - - - 0,010 0,009 - R4 0,19 0,018 1,45 12,6 0,084 0,006 0,026 0,006 0,009 0,009 - R5 0,197 0,010 1,7 10,2 - - - 0,010 0,009 - R6 0,19 0,022 0,98 12,2 0,098 2,2 0,27 - 0,010 0,006 - I= Selon l'invention. R= référence
Valeurs soulignées : Non conforme à l'invention. Casting steels were produced in the form of half-products with a thickness of about 50 mm. Their compositions, expressed in weight percent, are shown in Table 1 below. Table 1 Compositions of steel (% by weight). landmark VS Yes mn al Ti Cr MB Or S P Nb I1 0.005 0,013 0.108 8.55 0.096 0,007 0,025 0.005 0.012 0.016 0,004 I2 0,009 0,013 0.108 8.5 0.097 0,008 0,027 0.005 0,013 0.016 0.005 I3 0,080 0,275 0.485 8.24 0.096 0,009 0,026 0.005 0.012 0.016 0.005 R1 0,010 0,170 0.09 6.8 0.006 0,032 - 0.005 0,001 0,009 - R2 0.079 1.44 1.21 3.25 - - - - 0,010 0,009 - R3 0.005 0,010 0,010 14.5 0.104 - - - 0,010 0,009 - R4 0.19 0,018 1.45 12.6 0.084 0.006 0,026 0.006 0,009 0,009 - R5 0.197 0,010 1.7 10.2 - - - 0,010 0,009 - R6 0.19 0,022 0.98 12.2 0.098 2.2 0.27 - 0,010 0.006 - I = according to the invention. R = reference
Underlined values: Not in accordance with the invention.

Les demi-produits ont été réchauffés à une température de 1220°C et laminés à chaud pour obtenir une tôle d'une épaisseur de 3,5 mm environ.The semi-finished products were heated to a temperature of 1220 ° C. and hot-rolled to obtain a sheet having a thickness of about 3.5 mm.

A partir d'une même composition, certains aciers ont fait l'objet de différentes conditions de laminage à chaud. Les références I1-a, I1-b, I1-c, I1-d, 11-e désignent par exemple cinq tôles d'aciers fabriquées selon des conditions différentes à partir de la composition 11.From the same composition, some steels have been subjected to different hot rolling conditions. The references I1-a, I1-b, I1-c, I1-d, 11-e designate, for example, five steel sheets manufactured under different conditions from the composition 11.

Pour les aciers I1 à 13, le tableau 2 détaille les conditions des étapes successives de laminage à chaud :
- Le nombre N d'étapes de laminage effectuées à une température de laminage à chaud supérieure à 1050°C
- Parmi celles-ci, le nombre Ni d'étapes de laminage dont le taux de réduction est supérieur à 30%
- Le temps ti s'écoulant entre chacune des étapes Ni, et l'étape de laminage succédant immédiatement à chacune de celles-ci
- La température de fin de laminage TFL
- L'intervalle de temps tp s'écoulant au refroidissement entre 850 et 700°C
- La température de bobinage Tbob Tableau 2 : Conditions de fabrication lors du laminage à chaud Repère N Ni ti (s) TFL
(°C) tp
(s) Tbob
(°C) 14,5 11a I 4 3 20,6 900 21 700 26,8 2 I1b R 6 2 2 900 21 700 I1c R 4 1 8 900 1,3 700 26,5 I1d I 5 3 23,5 900 21 700 20 7,7 5,2 I1e R 7 5 3,5 1050 20 700 3 2,5 I3a I 4 2 10 950 20 700 11 I3b R 4 1 5 950 20 700 I= Selon l'invention. R= référence
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention. For steels I1 to 13, Table 2 details the conditions of the successive hot rolling stages:
The number N of rolling steps carried out at a hot rolling temperature greater than 1050 ° C.
- Of these, the number N i of rolling steps whose reduction rate is greater than 30%
The time t i flowing between each of the steps N i , and the rolling step immediately succeeding each of these
- The end of rolling temperature T FL
- The time interval tp flowing on cooling between 850 and 700 ° C
- The winding temperature T bob Table 2: Manufacturing conditions during hot rolling landmark NOT N i t i (s) TFL
(° C) tp
(s) Tbob
(° C) 14.5 11a I 4 3 20.6 900 21 700 26.8 2 I1b R 6 2 2 900 21 700 I1c R 4 1 8 900 1.3 700 26.5 i 1d I 5 3 23.5 900 21 700 20 7.7 5.2 I1E R 7 5 3.5 1050 20 700 3 2.5 i3a I 4 2 10 950 20 700 11 i3b R 4 1 5 950 20 700 I = according to the invention. R = reference
Underlined Values: Not in accordance with the invention.

Le tableau 3 présente la densité mesurée sur les tôles du tableau 2 et certaines caractéristiques mécaniques et microstructurales. On a ainsi mesuré, en sens travers par rapport au laminage, la résistance Rm, l'allongement uniforme Au, l'allongement à rupture At. On a également mesuré la taille de grains dIV par la méthode des intercepts linéaires selon la norme NF EN ISO 643 sur une surface perpendiculaire à la direction transverse par rapport au laminage. La mesure de dIV a été effectuée selon la direction perpendiculaire à l'épaisseur de la tôle Dans le but d'obtenir des propriétés mécaniques accrues, on recherche plus particulièrement une taille de grain dIV inférieure à 100 micromètres. Tableau 3 : Propriétés des tôles laminées à chaud obtenues à partir des aciers I1 et I3. Repère Rm (MPa) Au (%) At (%) Densité DIV I1a I 505 10,7 25,4 7,05 75 I1b R 507 n.d n.d 7,05 200 I1c R 474 n.d n.d 7,05 450 I1d I 524 n.d n.d 7,05 40 I1e R 504 n.d n.d 7,05 120 I3a I 645 n.d n.d 7,07 70 I3b R 628 n.d n.d 7,07 400 I= Selon l'invention. R= référence n.d= non déterminé
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention. Table 3 shows the density measured on the plates of Table 2 and certain mechanical and microstructural characteristics. The resistance Rm, the uniform elongation Au, the elongation at break A t, have thus been measured in the cross-machine direction with respect to rolling. The IV grain size was also measured by the method of linear intercepts according to the NF EN ISO 643 standard on a surface perpendicular to the direction transverse to the rolling. The measurement of d IV was carried out in the direction perpendicular to the thickness of the sheet. In order to obtain increased mechanical properties, it is more particularly desired to obtain a grain size of IV less than 100 microns. Table 3: Properties of hot-rolled sheets obtained from I1 and I3 steels. landmark Rm (MPa) At (%) At (%) Density D IV I1a I 505 10.7 25.4 7.05 75 I1b R 507 nd nd 7.05 200 I1c R 474 nd nd 7.05 450 i 1d I 524 nd nd 7.05 40 I1E R 504 nd nd 7.05 120 i3a I 645 nd nd 7.07 70 i3b R 628 nd nd 7.07 400 I = according to the invention. R = reference nd = not determined
Underlined Values: Not in accordance with the invention.

Les tôles d'acier selon l'invention, dont la microstructure est illustrée par exemple à la figure 2 pour la tôle I1d, sont caractérisées par une taille de grain dIV inférieure à 100 micromètres et présentent une résistance mécanique allant de 505 à 645 MPa.The steel sheets according to the invention, the microstructure of which is illustrated for example in FIG. figure 2 for sheet I1d, are characterized by a grain size IV less than 100 micrometers and have a strength ranging from 505 to 645 MPa.

Les tôles I1b et I1e ont été laminées avec un temps interpasse trop court. Leur structure est alors grossière et non recristallisée ou insuffisamment recristallisée comme le montre la figure 3 relative à la tôle I1e. En conséquence, la ductilité est diminuée et la tôle est plus sensible au défaut de chiffonnage. Des conclusions similaires peuvent être tirées pour la tôle I3b.The sheets I1b and I1e were rolled with a time interpasse too short. Their structure is then coarse and not recrystallized or insufficiently recrystallized as shown by figure 3 relating to Sheet I1e. As a result, the ductility is decreased and the sheet is more sensitive to the lack of creasing. Similar conclusions can be drawn for sheet I3b.

La tôle I1c a été laminée avec un nombre insuffisant d'étapes de laminage avec un taux supérieur à 30%, un temps interpasse et un intervalle de temps tP trop courts. Les conséquences sont identiques à celles notées sur les tôles I1b et I1e. L'intervalle de temps tp étant trop faible, une précipitation durcissante de précipités K et de carbures TiC ne se produit que partiellement, ce qui ne permet pas de tirer le plein parti des possibilités de durcissement.The sheet I1c was laminated with an insufficient number of rolling steps with a rate greater than 30%, a time interpasse and a time interval t P too short. The consequences are identical to those noted on sheets I1b and I1e. The time interval tp being too low, a hardening precipitation of K precipitates and TiC carbides occurs only partially, which does not make it possible to take full advantage of the curing possibilities.

Les demi-produits réalisés à partir des aciers de référence R1 à R6 ont été laminés pour fabriquer des tôles laminées à chaud dans des conditions de fabrication identiques à celles de l'acier I3a du tableau 2. Les propriétés obtenues sur ces tôles sont portées au tableau 4. Tableau 4 : Propriétés mécaniques des tôles laminées à chaud obtenues à partir des aciers R1 à R6. Repère Re
(MPa) Rm
(MPa) Au
(%) At
(%) Densité R1 n.d n.d. n.d. n.d. 7,2 R2 n.d. n.d. n.d. n.d. 7,44 R3 n.d. 450 0,1 0,1 6,48 R4 725 786 0,6 0,6 6,67 R5 596 687 2,7 2,7 6,9 R6 853 891 0,7 0,7 6,7 I= Selon l'invention. R= référence n.d.= non déterminé
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention. The semi-finished products made from the reference steels R1 to R6 were rolled to produce hot rolled sheets under manufacturing conditions identical to those of the steel I3a of Table 2. The properties obtained on these sheets are brought to table 4. Table 4: Mechanical properties of hot-rolled sheets obtained from steels R1 to R6. landmark Re
(MPa) rm
(MPa) At
(%) Has
(%) Density R1 nd nd nd nd 7.2 R2 nd nd nd nd 7.44 R3 nd 450 0.1 0.1 6.48 R4 725 786 0.6 0.6 6.67 R5 596 687 2.7 2.7 6.9 R6 853 891 0.7 0.7 6.7 I = according to the invention. R = reference nd = not determined
Underlined Values: Not in accordance with the invention.

L'acier R1 possède une teneur insuffisante en titane ce qui conduit à une teneur en carbone en solution solide trop importante : l'aptitude au pliage est alors réduite.The steel R1 has an insufficient titanium content which leads to a solid solution carbon content that is too high: the folding ability is then reduced.

L'acier R2 possède une teneur en aluminium insuffisante ce qui ne permet pas d'obtenir une densité inférieure à 7,3.Steel R2 has an insufficient aluminum content which does not allow to obtain a density lower than 7.3.

Les aciers R3, R4, R5 et R6 contiennent une teneur trop importante en aluminium et éventuellement en carbone : leur ductilité est réduite en raison de la précipitation excessive de phases intermétalliques ou de carburesR3, R4, R5 and R6 steels contain too much aluminum and possibly carbon: their ductility is reduced due to the excessive precipitation of intermetallic phases or carbides

Exemple 2 : Tôles laminées à froid et recuitesExample 2: Cold-rolled and annealed sheets

A partir des tôles d'aciers laminées à chaud I1-a et I3-a (selon l'invention) et I1-c et I-3b (ne satisfaisant pas aux conditions de l'invention), on a effectué un laminage à froid avec une réduction de 75% pour obtenir des tôles de 0,9mm d'épaisseur environ. L'aptitude au laminage à froid a été relevée durant cette étape. On a ensuite effectué un recuit caractérisé par une vitesse de chauffage Vc=10°C/s. Les températures de recuit T' et les vitesses de refroidissement VR ont été portées au tableau 5. Dans ces conditions, le recuit entraîne une recristallisation complète.From the sheets of hot-rolled steel I1-a and I3-a (according to the invention) and I1-c and I-3b (not satisfying the conditions of the invention), a cold-rolling was carried out with a reduction of 75% to obtain sheets approximately 0.9mm thick. The cold rolling ability was noted during this step. An annealing characterized by a heating rate V c = 10 ° C./s. The annealing temperatures T 'and the cooling rates V R are given in Table 5. Under these conditions, annealing results in complete recrystallization.

A partir d'une même tôle laminée à chaud, certains aciers ont fait l'objet de différentes conditions de laminage à froid et de recuit. Les références I3a1, I3a2, 13a3, 13a4, désignent par exemple quatre tôles d'aciers fabriquées selon des conditions différentes de laminage à froid et de recuit à partir de la tôle laminée à chaud 13a. Tableau 5 : Conditions de fabrication des tôles laminées à froid et recuites Repère Aptitude au
laminage à
froid T' VR I1a1 I Satisfaisante 900°C 13°C/s I1a2 R satisfaisante 900°C 150°C/s I1c1 R satisfaisante 900°C 13°C/s I3a1 I Satisfaisante 800°C 13°C/s I3a2 R Satisfaisante 800°C 150°C/s I3a3 R Satisfaisante 900°C 13°C/s I3a4 R Satisfaisante 900°C 150°C/s I3b R Non
satisfaisante
(fissures en
sens travers) I= Selon l'invention. R= référence
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention. From the same hot-rolled sheet, some steels have undergone different conditions of cold rolling and annealing. References I3a1, I3a2, 13a3, 13a4, for example, designate four steel sheets manufactured under different conditions of cold rolling and annealing from the hot-rolled sheet 13a. Table 5: Production conditions for cold-rolled and annealed sheets landmark Ability to
rolling to
cold T ' V R I1a1 I satisfactory 900 ° C 13 ° C / s I1a2 R satisfactory 900 ° C 150 ° C / s I1c1 R satisfactory 900 ° C 13 ° C / s I3a1 I satisfactory 800 ° C 13 ° C / s I3a2 R satisfactory 800 ° C 150 ° C / s I3a3 R satisfactory 900 ° C 13 ° C / s I3a4 R satisfactory 900 ° C 150 ° C / s i3b R No
satisfactory
(cracks in
cross-direction) I = according to the invention. R = reference
Underlined Values: Not in accordance with the invention.

Le tableau 6 présente certaines caractéristiques mécaniques, chimiques, microstructurales et de densité des tôles du tableau 5. On a ainsi mesuré par des essais de traction en sens travers par rapport au laminage, la limite d'élasticité Re, la résistance Rm, l'allongement uniforme Au, l'allongement à rupture At. Au moyen d'observations par microscopie électronique à balayage, on a relevé la présence éventuelle de facettes de clivage sur les surfaces de rupture des éprouvettes d'essais.Table 6 shows some of the mechanical, chemical, microstructural and sheet density characteristics of Table 5. This was measured by transverse tensile tests with respect to rolling, the yield strength Re, the resistance Rm, the uniform elongation Au, the elongation at break A t . By means of scanning electron microscopy observations, the presence of cleavage facets on the rupture surfaces of the test specimens was noted.

La teneur en carbone Csol en solution solide a été également mesurée. L'aptitude au pliage et à l'emboutissage ont été évaluées. On a également relevé la présence éventuelle de chiffonnage consécutif aux déformations.The soil sol carbon content in solid solution was also measured. The ability to bend and press was evaluated. It was also noted the possible presence of scuffing consecutive deformations.

La microstructure de ces tôles recristallisées est constituée de ferrite équiaxe dont la taille moyenne de grain dα a été mesurée dans le sens transverse du laminage. On a également mesuré le taux de recouvrement f des joints de grains ferritiques par une précipitation K, au moyen du logiciel d'analyses d'images Aphelion™. Tableau 6 : Propriétés mécaniques des tôles laminées à froid et recuites obtenues à partir des aciers I1 et I3. Repère Re
(MPa) Rm
(MPa) Au
(%) At (%) Mode de
rupture dα Csol
(%) f
(%) Chiffonnage Aptitude
au pliage et à
l'emboutissage Densité I1a1 I 390 497 18 31 Ductile 27 0,002 0 Non Oui 7,05 I1a2 R 405 510 17 29 Ductile/fragile 27 0.005 0 n.d. Oui 7,05 I1c1 R 437 552 13,8 25 Ductile 53 n.d. n.d. Oui Non 7,05 I3a1 I 531 633 16,5 28,8 Ductile 11 0,003 2 Non Oui 7,07 I3a2 R 532 627 13,8 19 Ductile/fragile 11 0,010 0 Non n.d. 7,07 I3a3 R 513 612 13 14 Ductile/fragile 12 n.d. 60 n.d. Non 7,07 I3a4 R 613 687 12,8 16 Fragile 12 0.060 17 n.d. Non 7,07 I= Selon l'invention. R= référence. N.d. : non déterminé
Valeurs soulignées : Non conformes à l'invention. The microstructure of these recrystallized sheets consists of equiaxed ferrite whose average α- grain size was measured in the transverse rolling direction. The rate of recovery of ferritic grain boundaries by K precipitation was also measured using the Aphelion ™ image analysis software . Table 6: Mechanical properties of cold-rolled and annealed sheets obtained from I1 and I3 steels. landmark Re
(MPa) rm
(MPa) At
(%) At (%) Mode of
breaking d α C sol
(%) f
(%) crease Aptitude
folding and
stamping Density I1a1 I 390 four hundred ninety seven 18 31 Ductile 27 0,002 0 No Yes 7.05 I1a2 R 405 510 17 29 Ductile / brittle 27 0005 0 nd Yes 7.05 I1c1 R 437 552 13.8 25 Ductile 53 nd nd Yes No 7.05 I3a1 I 531 633 16.5 28.8 Ductile 11 0,003 2 No Yes 7.07 I3a2 R 532 627 13.8 19 Ductile / brittle 11 0,010 0 No nd 7.07 I3a3 R 513 612 13 14 Ductile / brittle 12 nd 60 nd No 7.07 I3a4 R 613 687 12.8 16 Brittle 12 0060 17 nd No 7.07 I = according to the invention. R = reference. Nd: not determined
Underlined Values: Not in accordance with the invention.

Les tôles d'aciers I1a1 et I3a1 présentent une teneur en carbone en solution solide, une taille de grain équiaxe ferritique et un taux de recouvrement f des joints de grains qui satisfont aux conditions de l'invention. Par suite, l'aptitude au pliage, à l'emboutissage, la résistance au chiffonnage de ces tôles, est élevée.The steel sheets I1a1 and I3a1 have a solid solution carbon content, a ferritic equiaxed grain size, and a grain boundary recovery ratio that satisfies the conditions of the invention. As a result, the ability to bend, stamping, scratch resistance of these sheets, is high.

La figure 4 illustre la microstructure de la tôle d'acier I1a1 selon l'invention.The figure 4 illustrates the microstructure of the steel sheet I1a1 according to the invention.

La figure 5 illustre la microstructure d'une autre tôle d'acier selon l'invention, I3a1 : on note la présence de précipités K dont une faible quantité seulement est présente sous forme intergranulaire, ce qui permet de conserver une ductilité élevée.The figure 5 illustrates the microstructure of another steel sheet according to the invention, I3a1: note the presence of K precipitates of which only a small amount is present in intergranular form, which allows to maintain a high ductility.

En comparaison, la tôle d'acier I1a2 a été refroidie à une vitesse trop importante après recuit : le carbone est alors totalement en solution solide, ce qui entraine une réduction de ductilité de la matrice se traduisant par la présence locale de plages fragiles sur les facies de rupture. De même, la tôle 13a2 a été refroidie à une vitesse trop importante et conduit également à une teneur excessive en solution solide.In comparison, the steel sheet I1a2 was cooled at a too high speed after annealing: the carbon is then completely in solid solution, which causes a reduction in ductility of the matrix resulting in the local presence of fragile areas on the plates. facies of rupture. Similarly, the sheet 13a2 has been cooled too fast and also leads to an excessive content of solid solution.

La figure 6 illustre la microstructure de la tôle I3a3 : celle-ci a été recuite à une température T' trop importante : les précipités κ présents avant le recuit ont été dissous, leur précipitation ultérieure au refroidissement est intervenue sous une forme intergranulaire en quantité excessive. Ceci se traduit par la présence locale de plages fragiles sur les facies de rupture.The figure 6 illustrates the microstructure of the sheet I3a3: it was annealed at too high a temperature T ': the κ precipitates present before the annealing were dissolved, their subsequent precipitation after cooling intervened in an excessive amount of intergranular form. This results in the local presence of fragile beaches on fracture facies.

La tôle I3a4 a été également recuite à une température qui entraîne une dissolution partielle des précipités K. La teneur en carbone en solution solide est excessive.The I3a4 sheet was also annealed at a temperature which causes partial dissolution of the precipitates K. The carbon content in solid solution is excessive.

La tôle d'acier I1c1 a été fabriquée à partir d'une tôle laminée à chaud ne satisfaisant pas aux conditions de l'invention : la taille de grain équiaxe est trop importante, la résistance au chiffonnage et l'aptitude à l'emboutissage sont insuffisantes.The steel sheet I1c1 was made from a hot-rolled sheet not satisfying the requirements of the invention: the equiaxial grain size is too large, the crimping resistance and the stamping ability are insufficient.

La tôle I3b laminée à chaud, ne satisfaisant pas aux critères de l'invention, n'est pas apte à la déformation puisque des fissures transversales apparaissent lors du laminage à froid.The hot-rolled sheet I3b, which does not satisfy the criteria of the invention, is not suitable for deformation since transverse cracks appear during cold rolling.

Des essais de soudabilité par résistance par points ont été effectués sur la tôle d'acier I1a1, soit en soudage homogène (soudage de deux tôles de même composition) soit en soudage hétérogène (soudage avec une tôle d'acier sans interstitiel de composition, exprimée en pourcentage pondéral : 0,002%C, 0,01%Si, 0,15%Mn, 0,04%Al, 0,015%Nb, 0.026%Ti) Les examens montrent que les joints soudés sont exempts de défauts.Spot resistance weldability tests were carried out on the I1a1 steel sheet, either in homogeneous welding (welding of two sheets of the same composition) or in heterogeneous welding (welding with a sheet of steel without interstitial composition, expressed in weight percent: 0.002% C, 0.01% Si, 0.15% Mn, 0.04% Al, 0.015% Nb, 0.026% Ti) Examinations show that the welded joints are free from defects.

Dans le cas de traitement thermique ultérieur des joints soudés, l'addition de 0,096%Ti garantit l'absence de carbone en solution solide en zone affectée par la chaleur.In the case of subsequent heat treatment of the welded joints, the addition of 0.096% Ti guarantees the absence of solid solution carbon in the heat-affected zone.

Les aciers selon l'invention présentent une bonne aptitude à la galvanisation en continu, en particulier, lors d'un cycle de recuit à 800°C avec une température de point de rosée supérieure à -20°C.The steels according to the invention have good continuous galvanizing properties, in particular during an annealing cycle at 800 ° C. with a dew point temperature higher than -20 ° C.

Les aciers selon l'invention présentent donc une combinaison de propriétés (densité, une résistance mécanique, aptitude à la déformation, soudabilité, revêtabilité) particulièrement intéressante. Ces tôles d'aciers sont utilisées avec profit pour la fabrication de pièces de peau ou de structure dans le domaine automobile.The steels according to the invention thus have a combination of properties (density, mechanical strength, deformability, weldability, coating) particularly interesting. These steel sheets are used with advantage for the manufacture of skin parts or structure in the automotive field.

Claims (17)

Tôle ferritique en acier dont la composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,001≤ C ≤0,15% Mn ≤ 1% Si ≤ 1,5% 6% ≤Al ≤ 10% 0,020% ≤ Ti ≤ 0,5% S ≤ 0,050% P ≤0, 1% et, à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi : Cr ≤ 1% Mo ≤ 1% Ni ≤ 1% Nb ≤ 0,1% V ≤ 0,2%, B ≤ 0,010% le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaborationFerritic steel sheet whose composition comprises, the contents being expressed by weight: 0.001≤ C ≤0.15% Mn ≤ 1% If ≤ 1.5% 6% ≤Al ≤ 10% 0.020% ≤ Ti ≤ 0.5% S ≤ 0.050% P ≤0, 1% and, optionally, one or more elements selected from: Cr ≤ 1% Mo ≤ 1% Ni ≤ 1% Nb ≤ 0.1% V ≤ 0.2%, B ≤ 0.010% the remainder of the composition consisting of iron and unavoidable impurities resulting from the elaboration Tôle en acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que sa composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids
0,001 % ≤C ≤ 0,010%
Mn ≤ 0,2%Steel sheet according to claim 1, characterized in that its composition comprises, the contents being expressed by weight
0.001% ≤C ≤ 0.010%
Mn ≤ 0.2% Tôle en acier selon la revendication 1, caractérisée en ce que sa composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids
0,010 % < C ≤ 0,15%
0,2% < Mn ≤ 1%Steel sheet according to claim 1, characterized in that its composition comprises, the contents being expressed by weight
0.010% <C ≤ 0.15%
0.2% <Mn ≤ 1% Tôle en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisée en ce que sa composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 7,5%≤Al≤ 10% Steel sheet according to any one of claims 1 to 3, characterized in that its composition comprises, the contents being expressed by weight: 7.5% ≤Al≤ 10% Tôle en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisée en ce que sa composition comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 7,5 % ≤Al ≤ 8,5% Steel sheet according to any one of claims 1 to 3, characterized in that its composition comprises, the contents being expressed by weight: 7.5% ≤Al ≤ 8.5% Tôle en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce qu'elle est constituée de ferrite dont la taille moyenne de grain dIV mesurée sur une surface perpendiculaire à la direction transverse par rapport au laminage est inférieure à 100 micromètresSteel sheet according to any one of claims 1 to 5, characterized in that it consists of ferrite whose average grain size d IV measured on a surface perpendicular to the direction transverse to the rolling is less than 100 micrometers Tôle en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce qu'elle est constituée de ferrite équiaxe dont la taille moyenne de grain da est inférieure 50 micromètres, et en ce que la fraction linéaire f de précipités K intergranulaires est inférieure à 30%Steel sheet according to any one of claims 1 to 5, characterized in that it consists of equiaxed ferrite having an average grain size d a of less than 50 micrometers, and that the linear fraction f of intergranular K precipitates is less than 30% Tôle en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, caractérisée en ce que la teneur en carbone en solution solide est inférieure à 0,005% en poidsSteel sheet according to one of Claims 1 to 7, characterized in that the carbon content in solid solution is less than 0.005% by weight Tôle en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que sa résistance Rm est supérieure ou égale à 400MPaSteel sheet according to any one of claims 1 to 8, characterized in that its resistance R m is greater than or equal to 400 MPa Tôle en acier selon la revendication 3, caractérisée en ce que sa résistance Rm est supérieure ou égale à 600MPaSteel sheet according to claim 3, characterized in that its resistance R m is greater than or equal to 600 MPa Procédé de fabrication d'une tôle d'acier laminée à chaud selon lequel : - On approvisionne un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 5 - On coule ledit acier sous forme de demi-produit, puis - On porte ledit demi-produit à une température supérieure ou égale à 1150°C, puis - On lamine à chaud ledit demi-produit pour obtenir une tôle, grâce à au moins deux étapes de laminage effectuées à des températures supérieures à 1050°C, le taux de réduction de chacune desdites au moins deux étapes étant supérieur ou égal à 30%, le temps s'écoulant entre chacune desdites au moins deux étapes de laminage, et l'étape de laminage suivante, étant supérieur ou égal à 10 s, puis - on achève le laminage à une température TFL supérieure ou égale à 900°C, puis - on refroidit ladite tôle de telle sorte que l'intervalle de temps tp s'écoulant entre 850 et 700°C soit supérieur à 3 s, pour obtenir une précipitation de précipités K, puis - on bobine ladite tôle à une température Tbob comprise entre 500 et 700°C A method of manufacturing a hot-rolled steel sheet according to which: - A steel composition is provided according to any one of claims 1 to 5 - The said steel is cast as a semi-finished product, then Said half-product is brought to a temperature greater than or equal to 1150 ° C., and Said half-product is hot-rolled to obtain a sheet, by means of at least two rolling stages carried out at temperatures above 1050.degree. C., the reduction ratio of each of the said at least two stages being greater than or equal to 30%; the time elapsing between each of the at least two rolling steps, and the next rolling step being greater than or equal to 10 s, and the rolling is completed at a temperature T FL greater than or equal to 900 ° C., and then said sheet is cooled so that the time interval t p flowing between 850 and 700 ° C. is greater than 3 s, to obtain a precipitation of precipitates K, then said sheet is reeled at a temperature T bob of between 500 and 700 ° C. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud selon la revendication 11, caractérisé en ce que ladite coulée est effectuée directement sous forme de coulée de brames minces ou de bandes minces entre cylindres contra-rotatifsA method of manufacturing a hot-rolled sheet according to claim 11, characterized in that said casting is carried out directly in the form of casting thin slabs or thin strips between counter-rotating rolls Procédé de fabrication d'une tôle en acier laminée à froid et recuite selon lequel : - On approvisionne une tôle d'acier laminée à chaud fabriquée selon la revendication 11 ou 12, puis - On lamine à froid ladite tôle avec un taux de réduction compris entre 30 et 90%, de façon à obtenir une tôle laminée à froid, puis - On chauffe ladite tôle laminée à froid à une température T' avec une vitesse Vc supérieure à 3°C/s, puis - On refroidit ladite tôle à une vitesse VR inférieure à 100°C/s - ladite température T' et ladite vitesse VR étant choisies de façon à obtenir une recristallisation complète, une fraction linéaire f de précipités K intergranulaires inférieure à 30% et une teneur en carbone en solution solide inférieure à 0,005% en poids A method of manufacturing a cold-rolled and annealed steel sheet according to which: - A hot-rolled steel sheet manufactured according to claim 11 or 12 is supplied and then Said sheet is cold-rolled with a reduction ratio of between 30 and 90%, so as to obtain a cold-rolled sheet, and then Said cold-rolled sheet is heated to a temperature T 'with a speed V c greater than 3 ° C./s, and then - Cooling said sheet at a speed V R less than 100 ° C / s said temperature T 'and said speed V R being chosen so as to obtain a complete recrystallization, a linear fraction f of intergranular K precipitates of less than 30% and a carbon content in solid solution of less than 0.005% by weight Procédé de fabrication selon la revendication 13, caractérisé en ce qu'on chauffe ladite tôle laminée à froid à une température T' comprise entre 750 et 950°CManufacturing method according to claim 13, characterized in that said cold-rolled sheet is heated to a temperature T 'of between 750 and 950 ° C. Procédé de fabrication selon la revendication 13, caractérisé en ce qu'on approvisionne une tôle selon la revendication 3 et en ce qu'on chauffe ladite tôle laminée à froid à une température T' choisie de façon à éviter la dissolution de précipités κProduction method according to Claim 13, characterized in that a sheet according to Claim 3 is supplied and in that said cold-rolled sheet is heated to a temperature T 'chosen so as to avoid the dissolution of precipitates. Procédé de fabrication selon la revendication 13, caractérisé en ce qu'on approvisionne une tôle selon la revendication 3 et en ce qu'on chauffe ladite tôle laminée à froid à une température T' comprise entre 750 et 800°CProduction method according to Claim 13, characterized in that a sheet according to Claim 3 is supplied and in that said cold-rolled sheet is heated to a temperature T 'of between 750 and 800 ° C Utilisation de tôles d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, ou fabriquées selon la revendication 11 à 16 pour la fabrication de pièces de peau ou de pièces structurales dans le domaine automobileUse of steel sheets according to any one of claims 1 to 10, or manufactured according to claim 11 to 16 for the manufacture of skin parts or structural parts in the automotive field
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