EP1767659A1 - Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée - Google Patents

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EP1767659A1
EP1767659A1 EP05291958A EP05291958A EP1767659A1 EP 1767659 A1 EP1767659 A1 EP 1767659A1 EP 05291958 A EP05291958 A EP 05291958A EP 05291958 A EP05291958 A EP 05291958A EP 1767659 A1 EP1767659 A1 EP 1767659A1
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EP
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steel
microstructure
blank
ferrite
cooling
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Withdrawn
Application number
EP05291958A
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German (de)
English (en)
Inventor
Jacques Corquillet
Jacques Devroc
Jean-Louis Hochard
Jean-Pierre Laurent
Antoine Moulin
Nathalie Romanowski
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ArcelorMittal France SA
Original Assignee
Arcelor France SA
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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a multi-phased microstructure steel piece homogeneous in each of the parts of said part, and having high mechanical characteristics.
  • TRIP steels the term meaning transformation induced plasticity
  • dual phase steels which combine a very high mechanical strength with very high possibilities of deformation.
  • TRIP steels have a microstructure composed of ferrite, residual austenite, and possibly bainite and martensite, which enables them to reach tensile strengths ranging from 600 to 1000 MPa.
  • the dual-phase steels have a microstructure composed of ferrite and martensite, which enables them to reach tensile strengths ranging from 400 MPa to more than 1200 MPa.
  • this type of parts it is cold forming, for example by stamping between tools, a blank cut in a cold rolled strip of dual phase steel or TRIP steel.
  • the microstructure of the steel is no longer homogeneous in each part of the room, and the behavior of the part in use is difficult to predict.
  • the residual austenite is transformed into martensite under the effect of the deformation.
  • the deformation is not homogeneous throughout the room, some parts of the room will still contain residual austenite not transformed into martensite and therefore having a significant residual ductility, while other parts of the room having undergone significant deformation will present a ferritic-martensitic structure optionally comprising ductile bainite.
  • the object of the present invention is therefore to overcome the aforementioned drawbacks, and to propose a method of manufacturing a steel part comprising ferrite and having a homogeneous multiphase microstructure in each part of said part, and not exhibiting resilient return after forming a blank from a steel strip whose composition is typical of that of multi-phase microstructure steels.
  • the area of the different phases is measured in a section made along a plane perpendicular to the plane of the strip (this plane may be parallel to to the rolling direction, or parallel to the direction transverse to the rolling).
  • the different phases sought are revealed by a chemical attack adapted according to their nature.
  • the invention has the second object a steel part comprising ferrite and having a homogeneous multi-phase microstructure in each of the parts of said part, obtainable by said method.
  • the third object of the invention is a motorized land vehicle comprising said part.
  • the method according to the invention consists in shaping hot, in a certain temperature range, a blank previously cut in a steel strip whose composition is typical of that of multi-phase microstructure steels, but which initially does not does not necessarily have a multi-phased structure, to form a steel part that acquires a multi-phased microstructure during its cooling between the formatting tools.
  • the inventors have furthermore demonstrated that, provided that the cooling rate is sufficient, a multi-phased structure could be obtained whatever the rate of cooling of the blank between the tools.
  • the advantage of this invention lies in the fact that it is not necessary to form the multi-phased microstructure at the stage of manufacture of the hot sheet, or of its coating, and that forming it at stage of manufacture of the part, by hot forming, ensures a homogeneous final multi-phase microstructure in each of the parts of the part, which is advantageous in the case of use for parts of absorption of energy, because the microstructure is not altered as it is the case when cold forming of dual-phase steel or TRIP steel parts.
  • the inventors have indeed verified that the energy absorbing capacity of a part, determined by the tensile strength multiplied by the elongation (Rm x A), is greater when the piece has been obtained according to the invention. invention that when it was obtained by cold forming a dual phase steel blank or TRIP steel. Indeed, cold forming consumes some of the energy absorption capacity.
  • Another advantage of the invention lies in the fact that the hot shaping leads to a much higher shaping ability than cold.
  • a variety of wider shapes can be accessed and new designs of parts can be envisaged while retaining steel compositions whose characteristics, such as weldability, are known.
  • the part obtained has a multi-phase microstructure comprising ferrite at a proportion preferably greater than or equal to 25% by surface, and at least one of the following phases: martensite, bainite, residual austenite.
  • a proportion of at least 25% ferrite surface area makes it possible to give the steel ductility sufficient for the formed parts to have a high energy absorption capacity.
  • the remainder of the composition is iron and other elements that are usually expected to be found as impurities resulting from steel making, in proportions that do not affect the properties of the steel. sought.
  • this metal coating is chosen from zinc or zinc alloy coatings (zinc-aluminum for example), and if it is also desired to withstand good heat resistance, the coatings of aluminum or aluminum alloy (aluminum-silicon for example). These coatings are deposited in a conventional manner either by hot dipping in a bath of liquid metal, by electrodeposition, or under vacuum.
  • the steel blank is heated to bring it to a holding temperature T1 greater than Ac1, and is maintained at this temperature T1 for a hold time M that adjusts so that the steel, after heating the blank, comprises a proportion of austenite greater than or equal to 25% by surface.
  • the heated blank is transferred into a forming tool to form a part, and cool it.
  • the cooling of the workpiece within the shaping tool is performed with a cooling rate V sufficient to prevent all of the austenite from becoming ferrite, and so that the microstructure of the steel after cooling the piece is a multi-phase microstructure comprising ferrite, and which is homogeneous in each of the areas of the room.
  • Homogeneous multi-phased microstructure in each of the zones of the part is understood to mean a microstructure having constancy in terms of proportion and morphology in each zone of the part, and in which the different phases are uniformly distributed.
  • the shaping tools can be cooled, for example by fluid circulation.
  • clamping force of the shaping tool must be sufficient to ensure intimate contact between the blank and the tool, and ensure efficient and homogeneous cooling of the room.
  • Cold pre-deformation of the blank for example by profiling or cold stamping of the blank, before hot forming is advantageous insofar as it allows access to parts that may have a more complex geometry .
  • the method according to the invention is used to manufacture a steel part having a multi-phase microstructure comprising either ferrite and martensite, or ferrite and bainite, again ferrite, martensite and bainite.
  • the remainder of the composition is iron and other elements that are usually expected to be found as impurities resulting from steel making, in proportions that do not affect the properties of the steel. sought.
  • the blank is heated to a holding temperature T1 preferably between Ac1 and Ac3, so as to control the proportion of austenite formed during the heating of the blank, and do not exceed the upper limit of 75% surface area of austenite.
  • T1 a holding temperature between Ac1 and Ac3
  • the inventors have demonstrated that, provided that the cooling rate is sufficient, a multi-phase microstructure comprising ferrite is obtained. whatever the rate of cooling of the blank between the tools.
  • a proportion of austenite in the steel heated to a holding temperature T1 during a holding time M of between 25 and 75% by weight offers a good compromise in terms of the mechanical strength of the steel after shaping and regularity. mechanical characteristics of the steel thanks to the robustness of the process. Indeed, beyond 25% of austenite surface, sufficient hardening phases are formed, as per example the martensite and / or the bainite, during the cooling of the steel, so that the elastic limit Re of the steel after shaping is sufficient.
  • the holding time of the steel blank at the holding temperature T1 depends essentially on the thickness of the strip.
  • the thickness of the strip is typically between 0.3 and 3 mm. Therefore, to form a proportion of austenite between 25 and 75% by surface, the holding time M is preferably between 10 and 1000 s. If the steel blank is maintained at a holding temperature T1 for a holding time M greater than 1000 s, the austenite grains increase and the elastic limit Re of the steel after forming will be limited. In addition, the hardenability of the steel is reduced and the surface of the steel oxidizes.
  • the proportion of austenite formed will be insufficient, and the proportion of martensite and / or bainite formed during the cooling of the part between the tool, will be insufficient. so that the elastic limit Re of the steel is sufficient.
  • the cooling rate V of the steel part in the forming tool depends on the deformation and the quality of the contact between the tool and the steel blank. However, when the part is at a temperature T2 between Ar3 and Ar1, the cooling rate V must be sufficiently high for the desired multi-phase microstructure to be obtained. Thus, when the part is at a temperature T2 between Ar3 and Ar1, the cooling rate V is preferably greater than 10 ° C./s.
  • a multiphase steel part comprising 25 to 75% ferrite surface area and 25 to 75% surface area of martensite and / or bainite is formed.
  • the method according to the invention is used to manufacture a TRIP steel part.
  • TRIP steel a multiphase microstructure comprising ferrite, residual austenite, and possibly martensite and / or bainite.
  • the remainder of the composition is iron and other elements that are usually expected to be found as impurities resulting from steel making, in proportions that do not affect the properties of the steel. sought.
  • the holding time of the steel blank at a holding temperature T1 greater than Ac1 depends essentially on the thickness of the strip.
  • the thickness of the strip is typically between 0.3 and 3 mm. Therefore, to form a proportion of austenite greater than or equal to 25% by surface, the holding time M is preferably between 10 and 1000 s. If the steel blank is maintained at a holding temperature T1 for a holding time M greater than 1000 s, the austenite grains increase and the elastic limit Re of the steel after forming will be limited. In addition, the hardenability of the steel is reduced and the surface of the steel oxidizes. On the other hand, if the blank is kept during a holding time M less than 10 s, the proportion of austenite formed will be insufficient, and will not be enough residual austenite and bainite when cooling the room between tool.
  • the cooling rate V of the steel part in the forming tool depends on the deformation and the quality of the contact between the tool and the steel blank. To obtain a steel part having a TRIP multi-phase microstructure, it is appropriate that when the part is at a temperature T2 between Ar3 and Ar1, the cooling rate V is between 10 ° C./s and 100 ° C./s . In fact, below 10 ° C / s, essentially ferrite and carbide will be formed, but no residual austenite or martensite, and above 100 ° C / s, essentially martensite will be formed. no residual austenite.
  • a multi-phase steel part is formed, in% by surface, of ferrite at a proportion greater than or equal to 25%, from 3 to 30% of austenite, and possibly martensite and / or or bainite.
  • the TRIP effect can advantageously be used to absorb energy in the event of high speed shocks. Indeed, during a significant deformation of a TRIP steel part, the residual austenite is gradually transformed into martensite by selecting the orientation of the martensite. This has the effect of reducing the residual stresses in the martensite, reducing the internal stresses in the part, and finally limiting the damage of the part, because the rupture thereof will take place for an elongation A more important than if it was not TRIP steel.
  • the inventors have carried out tests on both steels having on the one hand a composition typical of that of mutli-phased microstructure steels. comprising ferrite and martensite and / or bainite (point 1), and secondly a composition typical of that of multithreaded microstructure TRIP steels (point 2).
  • Blanks 400 x 600 mm in size are cut from a steel strip whose composition, indicated in Table I, is that of a steel grade DP780 (Dual Phase 780).
  • the strip has a thickness of 1.2 mm.
  • the Ac1 temperature of this steel is 705 ° C and the Ac3 temperature is 815 ° C.
  • the blanks are brought to a variable holding temperature T1, during a holding period of 5 minutes. Then, they are immediately transferred to a stamping tool in which they are both shaped and cooled with variable cooling rates V, keeping them in the tool for a period of 60 s.
  • the embossing achieved is similar to an Omega shape structure
  • the energy absorbing capacity of the parts obtained with heating of the steel at a temperature between Ac1 and Ac3 is greater than that of the parts obtained with heating to a temperature above Ac3.
  • the purpose of this test is to show the interest of a hot shaping compared to a cold shaping, and to evaluate the elastic return.
  • a piece of DP780 grade steel is manufactured by cold stamping a blank cut from a 1.2 mm thick steel strip, the composition of which is indicated in Table I, but which, unlike the strip used in point 1, already has before stamping a multi-phased microstructure comprising 70% ferrite surface, 15% martensite surface, and 15% bainite surface.
  • FIG. 1 clearly shows that the part formed by cold stamping (marked in the figure by the letter G) has a strong springback, with respect to the piece A (see Table II) formed by hot stamping (marked by the letter AT).
  • Blanks measuring 200 ⁇ 500 mm are cut from a steel strip whose composition, indicated in Table III, is that of a TRIP 800 grade steel.
  • the strip has a thickness of 1.2 mm.
  • the Ac1 temperature of this steel is 751 ° C and the Ac3 temperature is 875 ° C.
  • the blanks are brought to a variable holding temperature T1, during a hold time of 5 minutes, and then immediately transferred to a stamping tool in which they are both shaped and cooled with a cooling rate V of 45 ° C / s, keeping them in the tool for 60 s.
  • the embossing achieved is similar to an Omega shape structure.
  • Table III chemical composition of the steel according to the invention, expressed in% by weight, the balance being iron or impurities VS mn Yes al MB Cr P Ti Nb V 0.2 1.5 1.5 0.05 0,007 0.01 0,011 0.005 - - T1 (° C) Room Re (MPa) Rm (MPa) AT (%) Rm x A Microstructure (% surface area) 760 H 541 1174 12.4 14558 35% F + 17% A + 48% M 800 I 485 1171 12.8 14989 45% F + 11% A + 44% M 840 J 454 1110 14.3 15873 45% F + 15% A + 38% M + 2% B + 2% B

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Abstract

L'invention a pour objet un procédé de fabrication d'une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des parties de ladite pièce, comprenant les étapes consistant à :
- découper un flan dans une bande en acier dont la composition est typique de celle des aciers de microstructure multi-phasée,
- chauffer ledit flan jusqu'à atteindre une température de maintien T1 supérieure à Ac1, et le maintenir à cette température de maintien T1 pendant un temps de maintien M ajusté de manière à ce que l'acier après chauffage du flan comprenne une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique,
- transférer ledit flan chauffé au sein d'un outillage de mise en forme de manière à former à chaud ladite pièce, et
- refroidir la pièce au sein de l'outillage avec une vitesse de refroidissement V telle que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce soit une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des zones de ladite pièce.

Description

  • La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée homogène dans chacune des parties de ladite pièce, et présentant de hautes caractéristiques mécaniques.
  • Afin de répondre aux exigences d'allègement des structures automobiles, il est connu d'utiliser soit les aciers TRIP (ce terme signifiant transformation induced plasticity), soit les aciers dual phase qui allient une très haute résistance mécanique à des possibilités très élevées de déformation. Les aciers TRIP ont une microstructure composée de ferrite, d'austénite résiduelle, et éventuellement de bainite et de martensite, qui leur permet d'atteindre des résistances à la traction allant de 600 à 1000 MPa. Les aciers dual-phase ont une microstructure composée de ferrite et de martensite, qui leur permet d'atteindre des résistances à la traction allant de 400 MPa à plus de 1200 MPa.
  • Ces types d'aciers sont largement utilisés pour la réalisation de pièces d'absorption d'énergie, comme par exemple des pièces de structure et de sécurité telles que les longerons, les traverses et les renforts.
  • Habituellement pour fabriquer ce type de pièces, on procède au formage à froid, par exemple par emboutissage entre outils, d'un flan découpé dans une bande laminée à froid en acier dual phase, ou en acier TRIP.
  • Cependant, le développement des pièces en acier dual phase ou en acier TRIP est limité du fait de la difficulté à maîtriser le retour élastique de la pièce mise en forme, retour élastique qui est d'autant plus important que la résistance à la traction Rm de l'acier est importante. En effet, pour pallier l'effet du retour élastique, les constructeurs automobiles sont obligés d'intégrer ce paramètre lors de la conception de nouvelles pièces, ce qui d'une part, nécessite de nombreux développements, et d'autre part, limite l'étendue des formes réalisables.
  • En outre, en cas de déformation importante, la microstructure de l'acier n'est plus homogène dans chacune des parties de la pièce, et le comportement de la pièce en service est difficilement prévisible. Par exemple, lors de la mise en forme à froid d'une tôle en acier TRIP, l'austénite résiduelle se transforme en martensite sous l'effet de la déformation. La déformation n'étant pas homogène dans toute la pièce, certaines parties de la pièce comporteront encore de l'austénite résiduelle non transformée en martensite et présentant par conséquent une ductilité résiduelle importante, alors que d'autres parties de la pièce ayant subi une déformation importante présenteront une structure ferrito-martensitique comprenant éventuellement de la bainite peu ductile.
  • Le but de la présente invention est donc remédier aux inconvénients précités, et de proposer un procédé de fabrication d'une pièce en acier comprenant de la ferrite et présentant une microstructure multi-phasée homogène dans chacune des parties de ladite pièce, et ne présentant pas de retour élastique après mise en forme d'un flan issu d'une bande en acier dont la composition est typique de celle des aciers de microstructure muti-phasée.
  • A cet effet, l'invention a pour premier objet un procédé de fabrication d'une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des parties de ladite pièce, comprenant les étapes consistant à :
    • découper un flan dans une bande en acier dont la composition est constituée en % en poids : 0 , 01 ≤ C ≤ 0 , 50 %
      Figure imgb0001
       0 , 50 ≤ Mn ≤ 3 , 0 %
      Figure imgb0002
       0 , 001 ≤ Si ≤ 3 , 0 %
      Figure imgb0003
       0 , 005 ≤ Al ≤ 3 , 0 %
      Figure imgb0004
       Mo ≤ 1 , 0 %
      Figure imgb0005
       Cr ≤ 1 , 5 %
      Figure imgb0006
       P ≤ 0 , 10 %
      Figure imgb0007
       TI ≤ 0 , 15 %
      Figure imgb0008
       V ≤ 1 , 0 % ,
      Figure imgb0009
      à titre optionnel, un ou plusieurs éléments tels que Ni ≤ 2 , 0 %
      Figure imgb0010
       Cu ≤ 2 , 0 %
      Figure imgb0011
       S ≤ 0 , 05 %
      Figure imgb0012
       Nb ≤ 0 , 15 %
      Figure imgb0013
       le reste de la composition étant du fer et des impuretés de l'élaboration,
    • éventuellement pré-déformer à froid ledit flan,
    • chauffer ledit flan jusqu'à atteindre une température de maintien T1 supérieure à Ac1, et le maintenir à cette température de maintien T1 pendant un temps de maintien M ajusté de manière à ce que l'acier après chauffage du flan comprenne une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique,
    • transférer ledit flan chauffé au sein d'un outillage de mise en forme de manière à former à chaud ladite pièce, et
    • refroidir la pièce au sein de l'outillage avec une vitesse de refroidissement V telle que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce soit une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des zones de ladite pièce.
  • Pour déterminer les % surfaciques des différentes phases présentes dans une microstructure (phase ferritique, phase austénitique...), on mesure l'aire des différentes phases dans une coupe réalisée suivant un plan perpendiculaire au plan de la bande (ce plan pourra être parallèle à la direction de laminage, ou parallèle à la direction transverse au laminage). Les différentes phases recherchées sont révélées par une attaque chimique adaptée en fonction de leur nature.
  • L'invention a pour deuxième objet une pièce en acier comprenant de la ferrite et présentant une microstructure multi-phasée homogène dans chacune des parties de ladite pièce, pouvant être obtenue par ledit procédé.
  • Enfin l'invention a pour troisième objet un véhicule terrestre à moteur comprenant ladite pièce.
  • Les caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront mieux au cours de la description qui va suivre, donnée à titre d'exemple non limitatif, en référence à la figure 1 annexée sur laquelle :
    • la figure 1 est une photographie d'une pièce obtenue par mise en forme à froid (référence G) et d'une pièce obtenue par mise en forme à chaud (référence A).
  • Le procédé selon l'invention consiste à mettre en forme à chaud, dans une certaine gamme de température, un flan préalablement découpé dans une bande en acier dont la composition est typique de celle des aciers de microstructure multi-phasée, mais qui au départ ne possède pas forcément une structure multi-phasée, pour former une pièce en acier qui acquière une microstructure multi-phasée lors de son refroidissement entre les outils de mise en forme. Les inventeurs ont par ailleurs mis en évidence que sous réserve que la vitesse de refroidissement soit suffisante, une structure multi-phasée pouvait être obtenue quelque soit la vitesse de refroidissement du flan entre les outils.
  • L'intérêt de cette invention réside dans le fait que l'on n'est pas tenu de former la microstructure multi-phasée au stade de la fabrication de la tôle à chaud, ou de son revêtement, et que le fait de la former au stade de fabrication de la pièce, par mise en forme à chaud, permet de garantir une microstructure multi-phasée finale homogène dans chacune des parties de la pièce, ce qui est avantageux dans le cas d'une utilisation pour pièces d'absorption d'énergie, car la microstructure n'est pas altérée comme c'est le cas lors de la mise en forme à froid de pièces en acier dual-phase ou en acier TRIP.
  • Les inventeurs ont en effet vérifié que la capacité d'absorption d'énergie d'une pièce, déterminée par la résistance à la traction multipliée par l'allongement (Rm x A), est plus importante lorsque la pièce a été obtenue selon l'invention que lorsqu'elle a été obtenue par formage à froid d'un flan en acier dual phase ou en acier TRIP. En effet, le formage à froid consomme une partie de la capacité d'absorption d'énergie.
  • En outre, en procédant à une mise en forme à chaud, le retour élastique de la pièce devient négligeable, alors qu'il est très important dans le cadre d'une mise en forme à froid. Il est d'ailleurs d'autant plus important que la résistance à la traction Rm de l'acier augmente, ce qui constitue un frein à l'utilisation des aciers à très haute résistance.
  • Un autre avantage de l'invention réside dans le fait que la mise en forme à chaud conduit à une aptitude à la mise en forme nettement plus élevée qu'à froid. On peut ainsi accéder à une variété de formes plus larges et envisager de nouvelles conceptions de pièces tout en conservant des compositions d'acier dont les caractéristiques, comme par exemple la soudabilité, sont connues.
  • La pièce obtenue présente une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite à une proportion de préférence supérieure ou égale à 25 % surfacique, et au moins une des phases suivantes : martensite, bainite, austénite résiduelle. En effet, une proportion d'au moins 25 % surfacique de ferrite permet de conférer à l'acier une ductilité suffisante pour que les pièces formées présentent une capacité d'absorption d'énergie importante.
  • Le flan en acier destiné à être mis en forme, par exemple par emboutissage, est préalablement découpé soit dans une bande en acier laminée à chaud, soit dans une bande en acier laminée à froid, l'acier étant constitué des éléments suivants :
    • du carbone à une teneur comprise entre 0,01 et 0,50 % en poids. Cet élément est essentiel à l'obtention de bonnes caractéristiques mécaniques, mais ne doit pas être présent en quantité trop importante pour ne pas léser la soudabilité. Pour favoriser la trempabilité, et obtenir une limite d'élasticité Re suffisante, la teneur en carbone doit être supérieure ou égale à 0,01 % en poids.
    • du manganèse à une teneur comprise entre 0,50 et 3,0 % en poids. Le manganèse favorise la trempabilité, ce qui permet d'atteindre une limite d'élasticité Re élevée. Cependant, il faut éviter que l'acier ne comprenne trop de manganèse, pour éviter la ségrégation qui peut être mise en évidence dans les traitements thermiques qu'on évoquera ultérieurement dans la description. En outre, un excès de manganèse empêche le soudage par étincelage si la quantité de silicium est insuffisante, et détériore l'aptitude à la galvanisation de l'acier. Le manganèse joue également un rôle dans l'inter-diffusion du fer et de l'aluminium, en cas de revêtement de l'acier par de l'aluminium ou un alliage d'aluminium.
    • du silicium à une teneur comprise entre 0,001 et 3,0 % en poids. Le silicium améliore la limite d'élasticité Re de l'acier. Cependant au-delà de 3,0 % en poids, la galvanisation au trempé à chaud de l'acier devient difficile, et l'aspect du revêtement de zinc n'est pas satisfaisant.
    • de l'aluminium à une teneur comprise entre 0,005 et 3,0 % en poids. L'aluminium stabilise la ferrite. Sa teneur doit rester inférieure à 3,0 % en poids pour éviter de détériorer la soudabilité due à la présence d'oxyde d'aluminium dans la zone soudée. Cependant, un minimum d'aluminium est requis pour désoxyder l'acier.
    • du molybdène à une teneur inférieure ou égale à 1,0 % en poids. Le molybdène favorise la formation de martensite et, augmente la résistance à la corrosion. Cependant, un excès de molybdène peut favoriser le phénomène de fissuration à froid dans les zones soudées, et réduire la ténacité de l'acier.
    • du chrome à une teneur inférieure ou égale à 1,5 % en poids. La teneur en chrome doit être limitée pour éviter les problèmes d'aspect de surface en cas de galvanisation de l'acier.
    • du phosphore à une teneur inférieure ou égale à 0,10 % en poids. Le phosphore est ajouté pour permettre de réduire la quantité de carbone et améliorer la soudabilité, tout en maintenant un niveau équivalent de limite d'élasticité Re de l'acier. Cependant, au-delà de 0,10 % en poids, il fragilise l'acier en raison de l'augmentation du risque de défauts de ségrégation, et la soudabilité est détériorée.
    • du titane à une teneur inférieure ou égale à 0,20 % en poids. Le titane améliore la limite d'élasticité Re, cependant sa teneur doit être limitée à 0,20 % en poids pour éviter la dégradation de la ténacité.
    • du vanadium à une teneur inférieure ou égale à 1,0 % en poids. Le vanadium améliore la limite d'élasticité Re par affinement du grain et favorise la soudabilité de l'acier. Cependant, au delà de 1,0 % en poids, la ténacité de l'acier est détériorée et des fissures risquent d'apparaître dans les zones soudées.
    • à titre optionnel, du nickel à une teneur inférieure ou égale à 2,0 % en poids. Le nickel augmente la limite d'élasticité Re. On limite généralement sa teneur à 2,0 % en poids en raison de son coût élevé.
    • à titre optionnel, du cuivre à une teneur inférieure ou égale à 2,0 % en poids. Le cuivre augmente la limite d'élasticité Re, cependant un excès de cuivre favorise l'apparition de fissures lors du laminage à chaud, et dégrade la formabilité à chaud de l'acier.
    • à titre optionnel, du soufre à une teneur inférieure ou égale à 0,05 % en poids. Le soufre est un élément ségrégeant dont la teneur doit être limitée afin d'éviter les fissures lors du laminage à chaud.
    • à titre optionnel, du niobium à une teneur inférieure ou égale à 0,15 % en poids. Le niobium favorise la précipitation de carbonitrure, ce qui augmente la limite d'élasticité Re. Cependant, au-delà de 0,15 % en poids, la soudabilité et la formabilité à chaud sont dégradées.
  • Le reste de la composition est constitué de fer et d'autres éléments que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration de l'acier, dans des proportions qui n'influent pas sur les propriétés recherchées.
  • Généralement, avant d'être découpées sous forme de flans, les bandes en aciers sont protégées contre la corrosion par un revêtement métallique. Selon la destination finale de la pièce, ce revêtement métallique est choisi parmi les revêtements de zinc ou d'alliage de zinc (zinc-aluminium par exemple), et si l'on souhaite en plus une bonne tenue à la chaleur, les revêtements d'aluminium ou d'alliage d'aluminium (aluminium-silicium par exemple). Ces revêtements sont déposés d'une manière classique soit par trempé à chaud dans un bain de métal liquide, soit par électrodéposition, soit encore sous vide.
  • Pour mettre en oeuvre le procédé de fabrication selon l'invention, on chauffe le flan d'acier pour le porter à une température de maintien T1 supérieure à Ac1, et on le maintient à cette température T1 pendant un temps de maintien M qu'on ajuste de manière à ce que l'acier, après chauffage du flan, comprenne une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique.
  • Immédiatement après cette opération de chauffage et de maintien en température du flan d'acier, on transfère le flan chauffé au sein d'un outillage de mise en forme pour former une pièce, et la refroidir. Le refroidissement de la pièce au sein de l'outil de mise en forme est réalisé avec une vitesse de refroidissement V suffisante pour éviter que la totalité de l'austénite ne se transforme en ferrite, et afin que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce soit une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite, et qui soit homogène dans chacune des zones de la pièce.
  • On entend par microstructure multi-phasée homogène dans chacune des zones de la pièce, une microstructure présentant une constance en termes de proportion et de morphologie dans chacune des zones de la pièce, et dans laquelle les différentes phases sont uniformément réparties.
  • Pour que les vitesses de refroidissement V soient suffisantes, les outils de mise en forme peuvent être refroidis, par exemple par circulation de fluide.
  • En outre, l'effort de serrage de l'outil de mise en forme doit être suffisant pour assurer un contact intime entre le flan et l'outil, et assurer un refroidissement efficace et homogène de la pièce.
  • De manière optionnelle, après avoir découpé le flan dans la bande d'acier, et avant de le chauffer, on peut éventuellement procéder à une pré-déformation à froid du flan.
  • Une pré-déformation à froid du flan, en réalisant par exemple un profilage ou un léger emboutissage à froid du flan, avant mise en forme à chaud est avantageux dans la mesure où cela permet d'accéder à des pièces pouvant présenter une géométrie plus complexe.
  • Par ailleurs, l'obtention de certaines géométries en une seule opération de mise en forme n'est possible que si l'on raboute entre eux deux flans. Une pré-déformation à froid peut ainsi permettre d'obtenir une pièce d'un seul tenant, c'est à dire une pièce obtenue par mise en forme d'un seul flan.
  • Dans un premier mode de réalisation préféré de l'invention, on met en oeuvre le procédé selon l'invention pour fabriquer une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée comprenant soit de la ferrite et de la martensite, soit de la ferrite et de la bainite, soit encore de la ferrite, de la martensite et de la bainite.
  • Pour former cette microstructure, on adapte la composition de l'acier multi-phasé précédemment décrite, et en particulier la teneur en carbone, en silicium, en aluminium. Ainsi, l'acier comprend les éléments suivants :
    • du carbone à une teneur comprise entre 0,01 et 0,25 % en poids, et de préférence comprise entre 0,08 et 0,15 %. La teneur en carbone est limitée à 0,25 % en poids pour limiter la formation de martensite et éviter ainsi la détérioration de la ductilité et de la formabilité.
    • du manganèse à une teneur comprise entre 0,50 et 2,50 % en poids, et de préférence comprise entre 1,20 et 2,00 % en poids.
    • du silicium à une teneur comprise entre 0,01 et 2,0 % en poids, et de préférence comprise entre 0,01 et 0,50 % en poids.
    • de l'aluminium à une teneur comprise entre 0,005 et 1,5 % en poids, et de préférence comprise entre 0,005 et 1,0 % en poids. Il est essentiel que la teneur en aluminium soit inférieure à 1,5 % en poids, de manière à éviter la dégradation de la soudabilité par étincelage due à la formation d'inclusions d'oxyde d'aluminium Al2O3.
    • du molybdène à une teneur comprise entre 0,001 et 0,50 % en poids, et de préférence comprise entre 0,001 et 0,10 % en poids.
    • du chrome à une teneur inférieure ou égale à 1,0 % en poids, et de préférence inférieure ou égale à 0,50 % en poids.
    • du phosphore à une teneur inférieure ou égale à 0,10 % en poids.
    • du titane à une teneur inférieure ou égale à 0,15 % en poids.
    • du niobium à une teneur inférieure ou égale à 0,15 % en poids.
    • du vanadium à une teneur inférieure ou égale à 0,25 % en poids.
  • Le reste de la composition est constitué de fer et d'autres éléments que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration de l'acier, dans des proportions qui n'influent pas sur les propriétés recherchées.
  • Pour former une pièce en acier multi-phasée comprenant de la ferrite, et de la martensite et/ou de la bainite selon l'invention, on chauffe le flan à une température de maintien T1 de préférence comprise entre Ac1 et Ac3, de manière à contrôler la proportion d'austénite formée lors du chauffage du flan, et ne pas dépasser la limite supérieure de 75 % surfacique d'austénite. En outre, en chauffant le flan à une température de maintien T1 comprise entre Ac1 et Ac3, les inventeurs ont mis en évidence qu'on obtient, sous réserve que la vitesse de refroidissement soit suffisante, une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite quelle que soit la vitesse de refroidissement du flan entre les outils.
  • Une proportion d'austénite dans l'acier chauffé à une température de maintien T1 pendant un temps de maintien M, comprise entre 25 et 75 % surfacique offre un bon compromis en termes de résistance mécanique de l'acier après mise en forme et de régularité des caractéristiques mécaniques de l'acier grâce à la robustesse du procédé. En effet, au-delà de 25 % surfacique d'austénite, on forme suffisamment de phases durcissantes, comme par exemple la martensite et/ou la bainite, lors du refroidissement de l'acier, pour que la limite d'élasticité Re de l'acier après mise en forme soit suffisante. En revanche, au-delà de 75 % surfacique d'austénite, on contrôle difficilement la proportion d'austénite dans l'acier, et l'on risque de former trop de phases durcissantes lors du refroidissement de l'acier et par conséquent, de former une pièce en acier présentant un allongement à la rupture A insuffisant, ce qui nuira à la capacité d'absorption de l'énergie de la pièce.
  • Le temps de maintien du flan d'acier à la température de maintien T1 dépend essentiellement de l'épaisseur de la bande. Dans le cadre de la présente invention, l'épaisseur de la bande est typiquement comprise entre 0,3 et 3 mm. Par conséquent, pour former une proportion d'austénite comprise entre 25 et 75 % surfacique, le temps de maintien M est de préférence compris entre 10 et 1000 s. Si on maintient le flan d'acier à une température de maintien T1 pendant un temps de maintien M supérieure à 1000 s, les grains d'austénite grossissent et la limite d'élasticité Re de l'acier après mise en forme sera limitée. En outre, la trempabilité de l'acier se réduit et la surface de l'acier s'oxyde. En revanche, si on maintient le flan pendant un temps de maintien M inférieur à 10 s, la proportion d'austénite formée sera insuffisante, et la proportion de martensite et/ou de bainite formée lors du refroidissement de la pièce entre outil, sera insuffisante pour que la limite d'élasticité Re de l'acier soit suffisante.
  • La vitesse de refroidissement V de la pièce en acier dans l'outil de mise en forme dépend de la déformation et de la qualité du contact entre l'outil et le flan d'acier. Cependant, lorsque la pièce est à une température T2 comprise entre Ar3 et Ar1, la vitesse de refroidissement V doit être suffisamment élevée pour que la microstructure multi-phasée souhaitée soit obtenue. Ainsi, lorsque la pièce est à une température T2 comprise entre Ar3 et Ar1, la vitesse de refroidissement V est préférentiellement supérieure à 10 °C/s.
  • Dans ces conditions, après refroidissement, on forme une pièce en acier multi-phasée comprenant 25 à 75 % surfacique de ferrite et 25 à 75 % surfacique de martensite et/ou de bainite.
  • Dans un deuxième mode de réalisation préféré de l'invention, on met en oeuvre le procédé selon l'invention pour fabriquer une pièce en acier TRIP. Dans le cadre de l'invention, on entend acier TRIP, une microstructure multiphasée comprenant de la ferrite, de l'austénite résiduelle, et éventuellement de la martensite et/ou de la bainite.
  • Pour former cette microstructure multi-phasée TRIP, on adapte la composition de l'acier multi-phasé précédemment décrite, et en particulier la teneur en carbone, en silicium, en aluminium. Ainsi, l'acier comprend les éléments suivants :
    • du carbone à une teneur comprise entre 0,05 et 0,50 % en poids, et de préférence comprise entre 0,10 et 0,30 % en poids. Pour former de l'austénite résiduelle stabilisée, il est essentiel que cet élément soit présent à une teneur supérieure ou égale à 0,05 % en poids. En effet, le carbone joue un rôle très important sur la formation de la microstructure et les propriétés mécaniques : selon l'invention, une transformation bainitique intervient à partir d'une structure austénitique formée à haute température, et des lattes de ferrite bainitique sont formées. Compte tenu de la solubilité très inférieure du carbone dans la ferrite par rapport à l'austénite, le carbone de l'austénite est rejeté entre les lattes. Grâce à certains éléments d'alliage de la composition d'acier selon l'invention, en particulier le silicium et le manganèse, la précipitation de carbures, notamment de cémentite, intervient très peu. Ainsi, l'austénite interlattes s'enrichit progressivement en carbone sans que la précipitation de carbures n'intervienne. Cet enrichissement est tel que l'austénite est stabilisée, c'est à dire que la transformation martensitique de cette austénite n'intervient pas lors du refroidissement jusqu'à la température ambiante.
    • du manganèse à une teneur comprise entre 0,50 et 3,0 % en poids, et de préférence entre 0,60 et 2,0 % en poids. Le manganèse favorise la formation d'austénite, contribue à diminuer la température de début de transformation martensitique Ms et à stabiliser l'austénite. Cette addition de manganèse participe également à un durcissement efficace en solution solide et donc à l'obtention d'une une limite d'élasticité Re élevée. Cependant, un excès de manganèse ne permettant pas de former suffisamment de ferrite lors du refroidissement, la concentration de carbone dans l'austénite résiduelle est insuffisante pour qu'elle soit stable. La teneur en manganèse est de préférence comprise entre 0,60 et 2,0 % en poids. De la sorte, les effets recherchés ci-dessus sont obtenus sans risque de formation d'une structure en bandes néfaste qui proviendrait d'une ségrégation éventuelle du manganèse lors de la solidification.
    • du silicium à une teneur comprise entre 0,001 et 3,0 % en poids, et de préférence comprise entre 0,01 et 2,0 % en poids. Le silicium stabilise la ferrite et stabilise l'austénite résiduelle à température ambiante. Le silicium inhibe la précipitation de la cémentite lors du refroidissement à partir de l'austénite en retardant considérablement la croissance des carbures : ceci provient du fait que la solubilité du silicium dans la cémentite est très faible et que cet élément augmente l'activité du carbone dans l'austénite. De la sorte, un germe éventuel de cémentite se formant sera environné d'une zone austénitique riche en silicium qui aura été rejeté à l'interface précipité-matrice. Cette austénite enrichie en silicium est également plus riche en carbone et la croissance de la cémentite est ralentie en raison de la diffusion peu importante résultant du gradient réduit de carbone entre la cémentite et la zone austénitique avoisinante. Cette addition de silicium contribue donc à stabiliser une quantité suffisante d'austénite résiduelle pour obtenir un effet TRIP. De plus, cette addition de silicium permet d'augmenter la limite d'élasticité Re grâce à un durcissement en solution solide. Cependant, une addition excessive de silicium provoque la formation d'oxydes fortement adhérents, difficilement éliminables lors d'une opération de décapage, et l'apparition éventuelle de défauts de surface dus notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé. Afin d'obtenir la stabilisation d'une quantité suffisante d'austénite tout en réduisant le risque de défauts de surface, la teneur en silicium est préférentiellement comprise entre 0,01 et 2,0 % en poids.
    • de l'aluminium à une teneur comprise entre 0,005 et 3,0 % en poids. Comme le silicium, l'aluminium stabilise la ferrite et accroît la formation de ferrite lors du refroidissement du flan. Il est très peu soluble dans la cémentite et peut être utilisé à ce titre pour éviter la précipitation de la cémentite lors d'un maintien à une température de transformation bainitique et stabiliser l'austénite résiduelle.
    • du molybdène à une teneur inférieure ou égale à 1,0 % en poids, et de préférence inférieure ou égale à 0,60 % en poids.
    • du chrome à une teneur inférieure ou égale à 1,50 % en poids. La teneur en chrome doit être limitée pour éviter les problèmes d'aspect de surface en cas de galvanisation de l'acier.
    • du nickel à une teneur inférieure ou égale à 2,0 % en poids.
    • du cuivre à une teneur inférieure ou égale à 2,0 % en poids.
    • du phosphore à une teneur inférieure ou égale à 0,10 % en poids. Le phosphore en combinaison avec le silicium augmente la stabilité de l'austénite résiduelle en supprimant la précipitation des carbures.
    • du soufre à une teneur inférieure ou égale à 0,05 % en poids.
    • du titane à une teneur inférieure ou égale à 0,20 % en poids.
    • du vanadium à une teneur inférieure ou égale à 1,0 % en poids, et de préférence inférieure ou égale à 0,60 % en poids.
  • Le reste de la composition est constitué de fer et d'autres éléments que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration de l'acier, dans des proportions qui n'influent pas sur les propriétés recherchées.
  • Le temps de maintien du flan d'acier à une température de maintien T1 supérieure à Ac1 dépend essentiellement de l'épaisseur de la bande. Dans le cadre de la présente invention, l'épaisseur de la bande est typiquement comprise entre 0,3 et 3 mm. Par conséquent, pour former une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique, le temps de maintien M est de préférence compris entre 10 et 1000 s. Si on maintient le flan d'acier à une température de maintien T1 pendant un temps de maintien M supérieure à 1000 s, les grains d'austénites grossissent et la limite d'élasticité Re de l'acier après mise en forme sera limitée. En outre, la trempabilité de l'acier se réduit et la surface de l'acier s'oxyde. En revanche, si on maintient le flan pendant un temps de maintien M inférieur à 10 s, la proportion d'austénite formée sera insuffisante, et on ne formera pas suffisamment d'austénite résiduelle et de bainite lors du refroidissement de la pièce entre outil.
  • La vitesse de refroidissement V de la pièce en acier dans l'outil de mise en forme dépend de la déformation et de la qualité du contact entre l'outil et le flan d'acier. Pour obtenir une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée TRIP, il convient que lorsque la pièce est à une température T2 comprise entre Ar3 et Ar1, la vitesse de refroidissement V soit comprise entre 10 °C/s et 100 °C/s. En effet, en deçà de 10 °C/s, on formera essentiellement de la ferrite et du carbure, mais pas d'austénite résiduelle, ni de martensite, et au delà de 100 °C/s, on formera essentiellement de la martensite et pas d'austénite résiduelle.
  • Il est indispensable de former une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique, pour que lors du refroidissement de l'acier entre l'outil de mise en forme, il reste suffisamment d'austénite et que l'effet TRIP recherché puisse être ainsi obtenu.
  • Dans ces conditions, après refroidissement, on forme une pièce en acier multi-phasée constituée, en % surfacique, de ferrite à une proportion supérieure ou égale à 25 %, de 3 à 30 % d'austénite, et éventuellement de la martensite et/ou de la bainite.
  • L'effet TRIP peut avantageusement être mis à profit pour absorber l'énergie en cas de chocs à grande vitesse. En effet, lors d'une déformation importante d'une pièce en acier TRIP, l'austénite résiduelle se transforme progressivement en martensite en sélectionnant l'orientation de la martensite. Cela a pour effet de réduire les contraintes résiduelles dans la martensite, de réduire les contraintes internes dans la pièce, et finalement de limiter l'endommagement de la pièce, car la rupture de celle-ci interviendra pour un allongement A plus important que si elle n'était pas en acier TRIP.
  • L'invention va à présent être illustrée par des exemples donnés à titre indicatif, non limitatif, et en référence à la figure unique annexée qui est une photographie d'une pièce obtenue par mise en forme à froid (référence G) et d'une pièce obtenue par mise en forme à chaud (référence A).
  • Les inventeurs ont réalisé des essais à la fois sur des aciers présentant d'une part une composition typique de celle des aciers de microstructure mutli-phasée comprenant de la ferrite et de la martensite et/ ou de la bainite (point 1), et d'autre part une composition typique de celle des aciers de microstructure mutli-phasée TRIP (point 2).
    • 1- Acier de composition typique de celle des aciers de microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite et de la martensite 1.1 Evaluation de l'influence des vitesses de chauffage et de refroidissement
  • Des flans de dimension 400 x 600 mm sont découpés dans une bande en acier dont la composition, indiquée dans le tableau I, est celle d'un acier de nuance DP780 (Dual Phase 780). La bande présente une épaisseur de 1,2 mm. La température Ac1 de cet acier est de 705 °C et la température Ac3 est de 815 °C. Les flans sont portés à une température de maintien T1 variable, pendant une durée de maintien de 5 mn. Puis, ils sont immédiatement transférés dans un outil d'emboutissage dans lequel ils sont à la fois mis en forme et refroidis avec des vitesses de refroidissement V variables, en les maintenant dans l'outil pendant une durée de 60 s. L'emboutissage réalisé s'apparente à une structure de forme en Oméga
  • Après refroidissement complet des pièces, on mesure leur limite d'élasticité Re, leur résistance à la traction Rm, et leur allongement à la rupture A, et on détermine la microstructure de l'acier. En ce qui concerne la microstructure, F représente la ferrite, M la martensite, et B la bainite. Les résultats sont présentés dans le tableau II. Tableau I : composition chimique de l'acier selon l'invention, exprimé en % en poids, le complément étant du fer ou des impuretés.
    C Mn Si Al Mo Cr P Ti Nb V
    0,15 1,91 0,21 0,37 0,005 0,19 0,01 0,03 0,001 -
    Tableau II : caractéristiques mécaniques et microstructure des pièces embouties.
    T1 (°C) V (°C/s) Pièce Re (MPa) Rm (MPa) A (%) Rm x A Microstructure (% surfacique)
    800 10 A 354 803 18,2 14615 86% F + 14% M
    35 B 502 982 13,8 13552 72% F + 28% M
    100 C 530 1046 13,3 13912 55% F + 5% B + 40% M
    900 10 D 441 723 14,3 10339 50% F + 42% B +8%M
    35 E 724 1100 8 8800 90% B + 10% M
    100 F 890 1285 4,6 5911 100% M
  • Les résultats de cet essai montre bien que seul un chauffage de l'acier à une température comprise entre Ac1 et Ac3 permet d'obtenir une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite, quelque soit la vitesse de refroidissement de l'acier dans l'outil de mise en forme. Lorsque l'acier est chauffé à une température supérieure à Ac3, il convient alors, lorsque la pièce se trouve à une température T2 comprise entre Ar3 et Ar1, de contrôler strictement la vitesse de refroidissement V lors de la mise en forme, pour obtenir un acier de microstructure multi-phasée comprenant entre 25 % et 75 % surfacique de ferrite.
  • En outre, la capacité d'absorption d'énergie des pièces obtenues avec un chauffage de l'acier à une température comprise entre Ac1 et Ac3 est supérieure à celle des pièces obtenues avec un chauffage à une température supérieure à Ac3.
    • 1.2 Evaluation du retour élastique
  • Le but de cet essai est de montrer l'intérêt d'une mise en forme à chaud par rapport à une mise en forme à froid, et d'évaluer le retour élastique.
  • A cet effet, on fabrique une pièce en acier de nuance DP780 en emboutissant à froid un flan découpé dans une bande en acier, d'épaisseur 1,2 mm, dont la composition est indiquée dans le tableau I, mais qui contrairement à la bande utilisée dans le point 1, présente déjà avant emboutissage une microstructure multi-phasée comprenant 70 % surfacique de ferrite, 15 % surfacique de martensite, et 15 % surfacique de bainite. La figure 1 montre bien que la pièce formée par emboutissage à froid (repérée sur la figure par la lettre G) présente un fort retour élastique, par rapport à la pièce A (voir tableau II) formée par emboutissage à chaud (repérée par la lettre A).
    • 2- Acier de composition typique de celle des aciers TRIP
  • Des flans de dimension 200 X 500 mm sont découpés dans une bande en acier dont la composition, indiquée dans le tableau III, est celle d'un acier de nuance TRIP 800. La bande présente une épaisseur de 1,2 mm. La température Ac1 de cet acier est de 751 °C et la température Ac3 est de 875°C. Les flans sont portés à une température de maintien T1 variable, pendant une durée de maintien de 5 mn, puis sont immédiatement transférés dans un outil d'emboutissage dans lequel ils sont à la fois mis en forme et refroidis avec une vitesse de refroidissement V de 45 °C/s, en les maintenant dans l'outil pendant une durée de 60 s. L'emboutissage réalisé s'apparente à une structure de forme en Oméga.
  • Après refroidissement complet des pièces, on mesure leur limite d'élasticité Re, leur résistance à la traction Rm, et leur allongement à la rupture A, et on détermine la microstructure de l'acier. En ce qui concerne la microstructure, F représente la ferrite, A l'austénite, M la martensite, et B la bainite. Les résultats sont présentés dans le tableau IV. Tableau III : composition chimique de l'acier selon l'invention, exprimé en % en poids, le complément étant du fer ou des impuretés
    C Mn Si Al Mo Cr P Ti Nb V
    0,2 1,5 1,5 0,05 0,007 0,01 0,011 0,005 - -
    Tableau IV : caractéristiques mécaniques et microstructure des pièces embouties
    T1 (°C) Pièce Re (MPa) Rm (MPa) A (%) Rm x A Microstructure (% surfacique)
    760 H 541 1174 12,4 14558 35%F+17%A+48%M
    800 I 485 1171 12,8 14989 45%F+11%A+44%M
    840 J 454 1110 14,3 15873 45% F + 15% A + 38% M + 2% B + 2% B
  • Les essais réalisés montrent bien que l'emboutissage des flans réalisés selon l'invention permet d'obtenir des pièces présentant des caractéristiques mécaniques très élevées.

Claims (19)

  1. Procédé de fabrication d'une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des parties de ladite pièce, comprenant les étapes consistant à :
    - découper un flan dans une bande en acier dont la composition est constituée en % en poids : 0 , 01 ≤ C ≤ 0 , 50 %
    Figure imgb0014
     0 , 50 ≤ Mn ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0015
     0 , 001 ≤ Si ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0016
     0 , 005 ≤ Al ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0017
     Mo ≤ 1 , 0 %
    Figure imgb0018
     Cr ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0019
     P ≤ 0 , 10 %
    Figure imgb0020
     TI ≤ 0 , 20 %
    Figure imgb0021
     V ≤ 1 , 0 % ,
    Figure imgb0022
    à titre optionnel, un ou plusieurs éléments tels que Ni ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0023
     Cu ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0024
     S ≤ 0 , 05 %
    Figure imgb0025
     Nb ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0026
    le reste de la composition étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration,
    - éventuellement pré-déformer à froid ledit flan,
    - chauffer ledit flan jusqu'à atteindre une température de maintien T1 supérieure à Ac1, et le maintenir à cette température de maintien T1 pendant un temps de maintien M ajusté de manière à ce que l'acier après chauffage du flan comprenne une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique,
    - transférer ledit flan chauffé au sein d'un outillage de mise en forme de manière à former à chaud ladite pièce, et
    - refroidir la pièce au sein de l'outillage avec une vitesse de refroidissement V telle que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce soit une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des zones de ladite pièce.
  2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en outre en ce que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce est une microstructure multi-phasée comprenant une proportion de ferrite supérieure ou égale à 25 % surfacique.
  3. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 ou 2, dans lequel la composition de l'acier comprend en % en poids : 0 , 01 ≤ C ≤ 0 , 25 %
    Figure imgb0027
     0 , 50 ≤ Mn ≤ 2 , 50 %
    Figure imgb0028
     0 , 01 ≤ Si ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0029
     0 , 005 ≤ Al ≤ 1 , 5 %
    Figure imgb0030
     0.001 ≤ Mo ≤ 0 , 50 %
    Figure imgb0031
     Cr ≤ 1 , 0 %
    Figure imgb0032
     P ≤ 0 , 10 %
    Figure imgb0033
     TI ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0034
     Nb ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0035
     V ≤ 0 , 25 % ,
    Figure imgb0036
    le reste de la composition étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la température de maintien T1 est supérieure à Ac1 mais inférieure à Ac3, le flan est maintenue à cette température de maintien pendant un temps de maintien M ajusté de manière à ce que l'acier après chauffage comprenne une proportion d'austénite comprise entre 25 et 75 % surfacique, et la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce est une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite, et soit de la martensite, soit de la bainite, soit encore de la martensite et de la bainite.
  4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en outre en ce que l'acier comprend en % en poids : 0 , 08 ≤ C ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0037
     1 , 20 ≤ Mn ≤ 2 , 00 %
    Figure imgb0038
     0 , 01 ≤ Si ≤ 0 , 50 %
    Figure imgb0039
     0 , 005 ≤ Al ≤ 1 , 0 %
    Figure imgb0040
     0 , 001 ≤ Mo ≤ 0 , 10 %
    Figure imgb0041
     Cr ≤ 0 , 50 %
    Figure imgb0042
     P ≤ 0 , 10 %
    Figure imgb0043
     Ti ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0044
     Nb ≤ 0 , 15 %
    Figure imgb0045
     V ≤ 0 , 25 % ,
    Figure imgb0046
    le reste de la composition étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration.
  5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 3 ou 4, caractérisé en ce que le temps de maintien M est compris entre 10 et 1000 s.
  6. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2 à 5, caractérisé en ce que, lors du refroidissement de la pièce entre outils, lorsque ladite pièce est à une température T2 comprise entre Ar3 et Ar1, sa vitesse de refroidissement V est supérieure à 10 °C/s.
  7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2 à 6, caractérisé en outre en ce que la microstructure multi-phasée de l'acier, après refroidissement de ladite pièce, comprend 25 à 75 % surfacique de ferrite, et 25 à 75 % surfacique de martensite et/ou de bainite.
  8. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 ou 2, dans lequel l'acier comprend en % en poids : 0 , 05 ≤ C ≤ 0 , 50 %
    Figure imgb0047
     0 , 50 ≤ Mn ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0048
     0 , 001 ≤ Si ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0049
     0 , 005 ≤ Al ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0050
     Mo ≤ 1 , 0 %
    Figure imgb0051
     Cr ≤ 1 , 50 %
    Figure imgb0052
     Ni ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0053
     Cu ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0054
     P ≤ 0 , 10 %
    Figure imgb0055
     S ≤ 0 , 05 %
    Figure imgb0056
     Ti ≤ 0 , 20 %
    Figure imgb0057
     V ≤ 1 , 0 % ,
    Figure imgb0058
    le reste de la composition étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce est une microstructure multi-phasée TRIP comprenant de la ferrite, de l'austénite résiduelle, et éventuellement de la martensite et/ou de la bainite.
  9. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en outre en ce que l'acier comprend en % en poids : 0 , 10 ≤ C ≤ 0 , 30 %
    Figure imgb0059
     0 , 60 ≤ MN ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0060
     0 , 01 ≤ Si ≤ 2 , 0 %
    Figure imgb0061
     0 , 005 ≤ Al ≤ 3 , 0 %
    Figure imgb0062
     Mo ≤ 0 , 60 %
    Figure imgb0063
     Cr ≤ 1 , 50 %
    Figure imgb0064
     Ni ≤ 0 , 20 %
    Figure imgb0065
     Cu ≤ 0 , 20 %
    Figure imgb0066
     P ≤ 0 , 10 %
    Figure imgb0067
     S ≤ 0 , 05 %
    Figure imgb0068
     Ti ≤ 0 , 20 %
    Figure imgb0069
     V ≤ 0 , 60 % ,
    Figure imgb0070
    le reste de la composition étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration.
  10. Procédé selon l'une quelconque des revendications 8 ou 9, caractérisé en ce que le temps de maintien M est compris entre 10 et 1000 s.
  11. Procédé selon l'une quelconque des revendications 8 à 10, caractérisé en ce que, lors du refroidissement de la pièce entre outils, lorsque ladite pièce est à une température T2 comprise entre Ar3 et Ar1, sa vitesse de refroidissement V est comprise entre 10 et 100 °C/s.
  12. Procédé selon l'une quelconque des revendications 8 à 11, caractérisé en outre en ce que, après refroidissement de la pièce, la microstructure multi-phasée de l'acier TRIP est constituée, en % surfacique, de ferrite à une proportion supérieure ou égale à 25 %, de 3 à 30 % d'austénite, et éventuellement de martensite et/ou de bainite.
  13. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 12, caractérisé en ce l'opération de mise en forme est une opération d'emboutissage.
  14. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, caractérisé en ce que la bande en acier est préalablement revêtue par un revêtement métallique, avant d'être découpée pour former un flan.
  15. Procédé selon la revendication 14, caractérisé en que le revêtement métallique est un revêtement à base de zinc ou d'alliage de zinc.
  16. Procédé selon la revendication 14, caractérisé en que le revêtement métallique est un revêtement à base d'aluminium ou d'alliage d'aluminium.
  17. Pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée homogène dans chacune des parties de ladite pièce, ladite microstructure comprenant de la ferrite, pouvant être obtenue par le procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 16.
  18. Utilisation de la pièce en acier selon la revendication 17, pour absorber l'énergie.
  19. Véhicule terrestre à moteur comprenant la pièce en acier selon la revendication 17.
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