PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES D' ACIER AUSTENITIQUE , FER-CARBONE-MANGANESE A TRES HAUTES CARACTERISTIQUES DE RESISTANCE ET EXCELLENTE HOMOGÉNÉITÉ.

Description

[0001] La présente invention concerne la fabrication de tôles laminées à chaud et à froid d'aciers austénitiques fer-carbone-manganèse présentant de très hautes caractéristiques mécaniques, et notamment une combinaison de résistance mécanique et d'allongement à rupture très avantageuse alliée à une excellente homogénéité de propriétés mécaniques.

[0002] Dans le domaine automobile, l'évolution du niveau d'équipement des véhicules rend encore plus nécessaire l'allègement de la structure métallique elle-même. Pour cela, chaque fonction doit être repensée pour améliorer ses performances et diminuer son poids. Différentes familles d'aciers ont été ainsi développées en vue de satisfaire à ces exigences toujours croissantes : par ordre chronologique, on citera par exemple les aciers à haute limite d'élasticité durcis par précipitation fine de niobium, vanadium ou titane, les aciers à structures Dual-Phase (ferrite comportant jusqu'à 25% de martensite), les aciers « TRIP » composés de ferrite, de martensite et d'austénite susceptible de se transformer sous déformation («Transformation Induced Plasticity ») Pour chaque type de structure, la résistance à la rupture et l'aptitude à la déformation sont des propriétés antagonistes, si bien qu'il n'est généralement pas possible d'obtenir des valeurs très élevées pour l'une des propriétés sans réduire drastiquement l'autre. Ainsi, pour les aciers TRIP, il est difficile d'obtenir simultanément une résistance supérieure à 900 MPa et un allongement supérieur à 25%. On citera encore les aciers à structure bainitique ou martensito-bainitique, dont la résistance peut atteindre 1200 MPa sur tôles laminées à chaud, mais où l'allongement n'est que de l'ordre de 10%. Si ces caractéristiques peuvent être satisfaisantes pour certaines applications, elles demeurent néanmoins insuffisantes dans le cas où l'on souhaite un allégement supplémentaire par la combinaison simultanée d'une résistance élevée et d'une grande aptitude pour les opérations ultérieures de déformation et pour l'absorption d'énergie.

[0003] Dans le cas de tôles laminées à chaud, c'est-à-dire d'épaisseur allant environ de 1 à 10 mm, de telles caractéristiques sont mises à profit pour l'allégement de pièces de liaison au sol, de roues, de pièces de renfort telles que les barres anti-intrusion de portières, ou celles destinées à des véhicules lourds (camions, bus). Pour des tôles laminées à froid (allant environ de 0,2 mm à 6 mm), les applications visent la fabrication de pièces participant à la sécurité et à la durabilité des véhicules automobiles ou encore de pièces extérieures. Pour satisfaire ces exigences simultanées de résistance et de ductilité, on connaît des aciers à structure austénitique, tels que les aciers Fe-C(jusqu'à 1,5%)-Mn(15 à 35%) (teneurs exprimées en poids) et contenant éventuellement d'autres éléments tels que le silicium, l'aluminium ou le chrome: A une température donnée, le mode de déformation des aciers austénitiques ne dépend que de l'énergie de défaut d'empilement ou « EDE », grandeur physique qui ne dépend elle-même que de la composition et de la température : Lorsque l'EDE décroît, on passe successivement d'un mode de déformation par glissement des dislocations, puis par maclage, et enfin par transformation martensitique. Parmi ces modes, le maclage mécanique permet d'obtenir une grande capacité d'écrouissage : en faisant obstacle à la propagation des dislocations, les macles participent à l'augmentation de la limite d'écoulement. L'EDE augmente notamment avec la teneur en carbone et en manganèse.

[0004] On connaît ainsi des aciers austénitiques Fe-0,6%C-22%Mn susceptibles de se déformer par maclage : Selon la taille de grain, ces compositions d'aciers conduisent à des valeurs de résistance en traction allant de 900 à 1150 MPa environ, en combinaison avec une déformation à rupture allant de 50 à 80%. Il existe cependant un besoin non résolu de disposer de tôles d'acier laminées à chaud ou à froid, de résistance significativement supérieure à 1150 MPa, présentant également une bonne capacité de déformation, et ceci sans addition d'alliages coûteux. On cherche à disposer de tôles d'aciers présentant un comportement très homogène lors de sollicitations mécaniques ultérieures.

[0005] FR-A-2 829 775 décrit un procédé de fabrication d'un tube soudé, du type comportant une étape finale d'étirage ou d'hydroformage, caractérisé en ce que : on procède à l'élaboration d'un alliage; on procède ensuite à la coulée d'un demi-produit à partir de cet alliage, a) soit sous forme d'un lingot qui subit ensuite un dégrossissage par laminage à chaud pour le transformer en brame, soit directement sous forme d'une brame, ladite brame étant ensuite laminée à chaud sous forme d'une bande puis bobinée, b) soit sous forme d'une bande mince; on procède ensuite à un décapage de la bande si celle-ci est oxydée en surface; on procède enfin à la fabrication du tube soudé par formage progressif d'une tôle découpée à partir de la bande précédente pour amener ses bords jusqu'à accostage, puis par soudage desdits bords, puis par élimination du bourrelet de soudure, puis par étirage à froid ou hydroformage.

[0006] Le but de l'invention est donc de disposer-d'une tôle ou d'un produit d'acier laminé à chaud ou à froid, de fabrication économique, présentant une résistance supérieure ou égale à 1200, voire 1400 MPa en combinaison avec un allongement tel que le produit P : résistance (MPa) x allongement à rupture (%) soit supérieur à 60000 ou 50000 MPa% respectivement au niveau de résistance mentionné ci-dessus, une grande homogénéité de propriétés mécaniques lors de déformations ou de sollicitations mécaniques ultérieures et une structure exempte de martensite en tout point pendant ou après la déformation à froid à partir de cette tôle ou de ce produit.

[0007] A cet effet, l'invention a pour objet une tôle laminée à chaud en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1200 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 65000 MPa%, dont la composition chimique nominale comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,85% ≤ C ≤ 1,05%, 16%≤ Mn ≤ 19%, Si ≤ 2%, Al ≤ 0,050%, S ≤ 0,030%, P≤ 0,050%, N ≤ 0,1%, et à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi: Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1,50%, Ni ≤ 1%, Cu ≤ 5%, Ti ≤ 0,50%, Nb ≤ 0,50%, V ≤ 0,50%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la fraction surfacique recristallisée de l'acier étant égale à 100%, la fraction surfacique de carbures précipités de l'acier étant égale à 0%, la taille moyenne de grain de l'acier étant inférieure ou égale à 10 microns.

[0008] L'invention a également pour objet une tôle laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1250 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 65000 MPa%, dont la composition chimique nominale comprend, les teneurs étant exprimées en poids : 0,85% ≤ C ≤ 1,05%, 16%≤ Mn ≤ 19%, Si ≤ 2%, Al ≤ 0,050%, S ≤ 0,030%, P≤ 0,050%, N ≤ 0,1%, et à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi : Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1,50%, Ni ≤ 1%, Cu ≤ 5%, Ti ≤ 0,50%, Nb ≤ 0,50%, V ≤ 0,50%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la fraction surfacique recristallisée de l'acier étant égale à 100%, la taille moyenne de grain de l'acier étant inférieure à 3 microns.

[0009] La teneur locale en carbone C_L de l'acier, et la teneur locale en manganèse Mn_L, exprimées en poids, en tout point de la tôle d'acier austénitique, sont telles que : %Mn_L + 9,7 %C_L≥21,66 Préférentiellement, la teneur nominale en silicium de l'acier est inférieure ou égale à 0,6%

[0010] Selon un mode préféré, la teneur nominale en azote de l'acier est inférieure ou égale à 0,050%.

[0011] Préférentiellement encore, la teneur nominale en aluminium de l'acier est inférieure ou égale à 0,030%.

[0012] Selon un mode préféré, la teneur nominale en phosphore de l'acier est inférieure ou égale à 0,040%
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P((résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa%, selon lequel on élabore un acier dont la composition nominale comprend, les teneurs étant exprimées en poids :0,85% ≤ C ≤ 1,05%, 16%≤ Mn ≤ 19%, Si ≤ 2%, Al ≤ 0,050%, S ≤ 0,030%, P≤ 0,050%, N ≤ 0,1%, et à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi :Cr ≤ 1%, Mo ≤ 1,50%, Ni ≤ 1%, Cu ≤ 5%, Ti ≤ 0,50%, Nb ≤ 0,50%, V ≤ 0,50%, le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration,

• on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier
• on porte le demi-produit de la composition d'acier à une température comprise entre 1100 et 1300°C,
• on lamine le demi-produit jusqu'à une température de fin de laminage supérieure ou égale à 900°C
• on observe si nécessaire un temps d'attente de telle sorte que la fraction surfacique recristallisée de l'acier soit égale à 100%,
• on refroidit la tôle à une vitesse supérieure ou égale à 20°C/s,
• on bobine la tôle à une température inférieure ou égale à 400°C,

caractérisé en ce qu'on applique, sur la tôle laminée à chaud, refroidie après bobinage et déroulée, une déformation à froid avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 13% et inférieur ou égal à 17%

[0013] L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse, dont la résistance est supérieure à 1250 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 60000 MPa%, caractérisé en ce qu'on approvisionne une tôle laminée à chaud obtenu par le procédé ci-dessus, on effectue au moins un cycle, chaque cycle consistant à laminer à froid la tôle en une ou plusieurs passes successives puis effectuer un recuit de recristallisation, la taille moyenne de grain austénitique avant le dernier cycle de laminage à froid suivi d'un recuit de recristallisation, étant inférieure à 15 microns.

[0014] L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa% caractérisé en ce qu'on effectue, après le recuit final de recristallisation, une déformation à froid avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égale à 17%.

[0015] L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la i résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa%, caractérisé en ce l'on approvisionne une tôle laminée à froid et recuite selon l'invention, et que l'on effectue une déformation à froid de cette tôle avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égale à 17%.

[0016] L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une tôle d'acier austénitique caractérisé en ce que les conditions de coulée ou de réchauffage dudit demi-produit, telles que la température de coulée dudit. demi-produit, le brassage du métal liquide par forces électromagnétiques, les conditions de réchauffage conduisant à une homogénéisation du carbone et du manganèse par diffusion, sont choisies pour que, en tout point de la tôle, la teneur locale en carbone C_L et la teneur locale en manganèse Mn_L, exprimées en poids, soient telles que : %Mn_L + 9,7 %C_L≥21,66

[0017] Selon un mode préféré, la coulée du demi-produit est effectuée sous forme de coulée de brames ou de bandes minces entre cylindres d'acier contra-rotatifs.

[0018] L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier austénitique pour la fabrication d'éléments de renfort ou structuraux ou de pièces extérieures, dans le domaine automobile.

[0019] L'invention a également pour objet l'utilisation d'une tôle d'acier austénitique fabriquée au moyen d'un procédé décrit ci-dessus, pour la fabrication d'éléments de renfort ou structuraux ou de pièces extérieures, dans le domaine automobile.

[0020] 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 à la figure 1 annexée qui présente la variation théorique de l'énergie de défaut d'empilement à température ambiante (300°K) en fonction de la teneur en carbone et en manganèse.

[0021] Après de nombreux essais, les inventeurs ont montré que les différentes exigences rapportées ci-dessus étaient satisfaites en observant les conditions suivantes :
En ce qui concerne la composition chimique de l'acier, le carbone joue un rôle très important sur la formation de la microstructure et les propriétés mécaniques obtenues : En combinaison avec une teneur en manganèse allant de 16 à 19% en poids, une teneur nominale en carbone supérieure à 0,85% permet d'obtenir une structure austénitique stable. Cependant, pour une teneur nominale en carbone supérieure à 1,05% il devient difficile d'éviter une précipitation de carbures qui intervient au cours de certains cycles thermiques de fabrication industrielle, en particulier lors du refroidissement au bobinage, et qui dégrade la ductilité et la ténacité. De plus, l'augmentation de la teneur en carbone diminue la soudabilité.

[0022] Le manganèse est-également un élément indispensable pour - accroître la résistance, augmenter l'énergie de défaut d'empilement et stabiliser la phase austénitique. Si sa teneur nominale est inférieure à 16%, il existe, comme on le verra plus loin, un risque de formation de phase martensitique qui diminue très notablement l'aptitude à la déformation. Par ailleurs, lorsque la teneur nominale en manganèse est supérieure à 19%, le mode de déformation par maclage est moins favorisé par rapport au mode de glissement de dislocations parfaites. De plus, pour des questions de coût, il n'est pas souhaitable que la teneur en manganèse soit élevée.

[0023] L'aluminium est un élément particulièrement efficace pour la désoxydation de l'acier. Comme le carbone, il augmente l'énergie de défaut d'empilement. Cependant, sa présence excessive dans des aciers à forte teneur en manganèse présente un inconvénient. En effet, le manganèse augmente la solubilité de l'azote dans le fer liquide, et si une quantité d'aluminium trop importante est présente dans l'acier, l'azote se combinant avec l'aluminium précipite sous forme de nitrures d'aluminium gênant la migration des joints de grain lors de la transformation à chaud et augmente très notablement le risque d'apparitions de fissures. Une teneur nominale en Al inférieure ou égale à 0,050 % permet d'éviter une précipitation d'AIN. Corrélativement, la teneur nominale en azote doit être inférieure ou égale à 0,1% afin d'éviter cette précipitation et la formation de défauts volumiques lors de la solidification. Ce risque est particulièrement réduit lorsque la teneur nominale en aluminium est inférieure à 0,030% ainsi que lorsque la teneur nominale en azote est inférieure à 0,050%.

[0024] Le silicium est également un élément efficace pour désoxyder l'acier ainsi que pour durcir en phase solide. Cependant, au-delà d'une teneur nominale de 2%, il diminue l'allongement et tend à former des oxydes indésirables lors de certains procédés d'assemblage et doit donc être tenu inférieur à cette limite. Ce phénomène est fortement réduit lorsque la teneur nominale en silicium est inférieure à 0,6%.

[0025] Le soufre et le phosphore sont des impuretés fragilisant les joints de grains. Leur teneur respective nominale doit être inférieure ou égale à 0,030 et 0,050% afin de maintenir une ductilité à chaud suffisante. Lorsque la teneur nominale en phosphore est inférieure à 0,040%, le risque de fragilité est particulièrement réduit.

[0026] Le chrome peut être utilisé à titre optionnel pour augmenter la résistance de l'acier par durcissement en solution solide. Cependant, le chrome diminuant l'énergie de défaut d'empilement, sa teneur nominale doit être inférieure ou égale à 1%. Le nickel augmente l'énergie de défaut d'empilement et contribue à obtenir un allongement à rupture important. Cependant, il est également souhaitable, pour des questions de coûts, de limiter la teneur nominale en nickel à une teneur maximale inférieure ou égale à 1%. Le molybdène peut également être utilisé pour des raisons similaires, cet élément retardant en outre la précipitation des carbures. Il est souhaitable pour des questions de d'efficacité et de coûts, de limiter sa teneur nominale à 1,5%, et préférentiellement à 0,4%.

[0027] De même, à titre optionnel, une addition de cuivre jusqu'à une teneur nominale inférieure ou égale à 5% est un moyen de durcir l'acier par précipitation de cuivre métallique. Cependant, au-delà de cette teneur, le cuivre est responsable de l'apparition de défauts de surface en tôle à chaud. Le titane, le niobium et le vanadium sont également des éléments pouvant être utilisés optionnellement pour obtenir un durcissement par précipitation de carbonitrures. Cependant, lorsque la teneur nominale en Nb ou en V ou en Ti est supérieure à 0,50%, une précipitation excessive de carbonitrures peut provoquer une réduction de la ductilité et de l'emboutissabilité, ce qui doit être évité.

[0028] La mise en œuvre du procédé de fabrication selon l'invention est la suivante : On élabore un acier dont la composition a été exposée ci-dessus. Cette élaboration peut être suivie d'une coulée 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. Bien entendu, si la présente description illustre l'application de l'invention aux produits plats, celle-ci peut être appliquée de la même façon à la fabrication de produits longs en acier Fe-C-Mn.

[0029] Ces demi-produits coulés sont tout d'abord portés à une température comprise entre 1100 et 1300°C. Ceci a pour but d'atteindre en tout point les domaines de température favorables aux déformations élevées que va subir l'acier lors du laminage. Cependant, la température ne doit pas être supérieure à 1300°C, sous peine d'être trop proche de la température de solidus qui pourrait être atteinte dans d'éventuelles zones ségrégées en manganèse et/ou en carbone, et de provoquer un début de passage local par un état liquide qui serait néfaste pour la mise en forme à chaud. Dans le cas d'une coulée directe de bandes minces entre cylindres contra-rotatifs, l'étape de laminage à chaud de ces demi-produits débutant entre 1300 et 1100°C peut se faire directement après coulée si bien qu'une étape de réchauffage intermédiaire n'est pas nécessaire dans ce cas.

[0030] Les conditions d'élaboration des demi-produits (coulée, réchauffage) ont une influence directe sur la ségrégation éventuelle du carbone et du manganèse, ce point sera détaillé ultérieurement.

[0031] On lamine à chaud le demi-produit, par exemple pour arriver à une épaisseur de bande laminée à chaud de quelques millimètres. La faible teneur en aluminium de l'acier selon l'invention permet d'éviter une précipitation excessive d'AIN qui nuirait à la déformabilité à chaud lors du laminage. Afin d'éviter tout problème de fissuration par manque de ductilité, la température de fin de laminage doit être supérieure ou égale à 900°C.

[0032] Les inventeurs ont mis en évidence que les propriétés de ductilité des tôles obtenues étaient réduites lorsque la fraction surfacique recristallisée de l'acier était inférieure à 100%. En conséquence, si les conditions de laminage à chaud n'ont pas conduit à une recristallisation totale de l'austénite, les inventeurs ont mis en évidence qu'il convient d'observer, après la phase de laminage à chaud, un temps d'attente de telle sorte que la fraction surfacique recristallisée soit égale à 100%. Cette phase de maintien isotherme à haute température après laminage provoque ainsi une recristallisation totale.

[0033] Pour les tôles laminées à chaud, on a également mis en évidence qu'il est nécessaire d'éviter qu'une précipitation de carbures (essentiellement de la cémentite (Fe,Mn)₃C, et de la perlite) n'intervienne, ce qui se traduit par une détérioration des propriétés mécaniques en particulier par une diminution de la ductilité et une augmentation de la limite d'élasticité. Dans ce but, les inventeurs ont découvert qu'une vitesse de refroidissement après la phase de laminage (ou après l'éventuel temps d'attente nécessaire à la recristallisation) supérieure ou égale à 20°C/s permet d'éviter complètement cette précipitation. Cette phase de refroidissement est suivie d'un bobinage. On a également mis en évidence que la température de bobinage devait être inférieure à 400°C, également pour éviter la précipitation.

[0034] Pour des compositions d'aciers selon l'invention, les inventeurs ont mis en évidence que des propriétés particulièrement élevées de résistance et d'allongement à rupture sont obtenues lorsque la taille moyenne de grain austénitique était inférieure ou égale à 10 microns. Dans ces conditions, la résistance à la rupture des tôles à chaud ainsi obtenues est supérieure à 1200 MPa et le produit P (résistance x allongement à rupture) est supérieur à 65000 MPa%.

[0035] Il existe des applications où l'on souhaite obtenir des caractéristiques de résistance encore plus élevées sur tôles laminées à chaud, à un niveau supérieur ou égal à 1400 MPa. Les inventeurs ont mis en évidence que l'on obtenait de telles caractéristiques en conférant aux tôles d'aciers laminées à chaud décrites ci-dessus, une déformation à froid avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 13%, et inférieur ou égal à 17%. Cette déformation à froid est donc conférée à une tôle refroidie après bobinage, déroulée, et usuellement décapée. Cette déformation d'un taux relativement faible conduit à la fabrication d'un produit avec une anisotropie réduite sans incidence sur la mise en œuvre ultérieure. Ainsi, bien que le procédé comporte une étape de déformation à froid, la tôle fabriquée peut être qualifiée de «tôle laminée à chaud » dans la mesure où le taux de déformation à froid est très minime en comparaison des taux usuels de réalisés lors du laminage à froid avant recuit en vue de la fabrication de tôles minces, et dans la mesure où l'épaisseur de la tôle ainsi fabriquée se trouve située dans la gamme usuelle des épaisseurs de tôles laminées à chaud. Mais, lorsque le taux de déformation à froid équivalente est supérieur à 17%, la réduction d'allongement devient telle que le paramètre P (résistance R x allongement à rupture A) ne peut atteindre 50000MPa%. Dans les conditions de l'invention, en dépit de sa très haute résistance, la tôle conserve une bonne capacité d'allongement puisque le produit P de la tôle ainsi obtenue est supérieur ou égal à 50000 MPa%.

[0036] Pour des tôles laminées à froid et recuites, les inventeurs ont également mis en évidence que la structure devait être totalement recristallisée après recuit en vue d'atteindre les propriétés recherchées. Simultanément, lorsque la taillemoyenne de grain est inférieure à 5 microns, la résistance excède 1200 MPa, et le produit P est supérieur à 65000 MPa%. Lorsque la taille moyenne de grain obtenue après recuit est inférieure à 3 microns, la résistance excède 1250 MPa, le produit P étant toujours supérieur à 65000MPa%.

[0037] Les inventeurs ont également découvert un procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites de résistance supérieure à 1250MPa et de produit P supérieur à 60000 MPa%, ceci étant réalisé en approvisionnant des tôles laminées à chaud selon le procédé décrit ci-dessus, puis en effectuant au moins un cycle, chaque cycle étant constitué des étapes suivantes :

• Un laminage à froid en une ou plusieurs passes sucessives
• Un recuit de recristallisation,

la taille moyenne de grain austénitique avant le dernier cycle de laminage à froid subi d'un recuit de recristallisation étant inférieure à 15 microns.

[0038] On peut souhaiter obtenir une tôle laminée à froid à résistance encore plus élevée, supérieure à 1400MPa. Les inventeurs ont mis en évidence que de telles propriétés pouvaient être obtenus en approvisionnant une tôle laminée à froid possédant les caractéristiques selon l'invention décrites ci-dessus, ou en approvisionnant une tôle laminée à froid obtenue selon le procédé selon l'invention décrit ci-dessus. Les inventeurs ont découvert que l'application d'une déformation à froid à une telle tôle avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égal à 17%, permet d'atteindre une résistance supérieure à 1400 MPa et un produit P supérieur à 50000 MPa%. Lorsque le taux de déformation à froid équivalente est supérieur à 17%, la réduction d'allongement devient telle que le paramètre P ne peut atteindre 50000MPa%.

[0039] On va maintenant détailler le rôle particulièrement important joué par le carbone et le manganèse dans le cadre de la présente invention. On se référera pour cela à la figure 1, qui présente, dans un diagramme carbone-manganèse (et complément en fer) les courbes calculées d'iso-énergie de défaut d'empilement dont les valeurs vont de 5 à 30mJ/m². A une température de déformation et pour une taille de grain données, le mode de déformation est théoriquement identique pour tout alliage Fe-C-Mn ayant la même EDE. On a également figuré dans ce diagramme le domaine d'apparition de la martensite.

[0040] Les inventeurs ont mis en évidence qu'il convient, pour apprécier le comportement mécanique, de considérer non seulement la composition chimique nominale de l'alliage, par exemple sa teneur nominale ou moyenne en carbone et en manganèse, mais également sa teneur locale.

[0041] On sait en effet que, lors de l'élaboration de l'acier, la solidification provoque une ségrégation plus ou moins marquée de certains éléments. Ceci provient du fait que la solubilité d'un élément au sein de la phase solide est différente de celle dans la phase liquide. On assistera ainsi fréquemment à la formation de germes solides dont la teneur en soluté est inférieure à la composition nominale, la dernière phase de la solidification faisant intervenir une phase liquide résiduelle enrichie en soluté. Cette structure de solidification primaire peut revêtir différentes morphologies (par exemple dendritique ou équiaxe) et être plus ou moins marquée. Même si ces caractéristiques sont modifiées par le laminage et les traitements thermiques ultérieurs, une analyse de la teneur élémentaire locale indique une fluctuation autour d'une valeur correspondant à la teneur moyenne ou nominale de cet élément.

[0042] Par teneur locale, on entend ici la teneur mesurée au moyen d'un dispositif telle qu'une sonde électronique. Un balayage linéaire ou surfacique au moyen d'un tel dispositif permet d'apprécier la variation de la teneur locale.

[0043] On a ainsi mesuré la variation de la teneur locale d'un alliage Fe-C-Mn dont la composition nominale est: C=0,23%, Mn=24%, Si=0,203%, N=0,001%. Les inventeurs ont mis en évidence une co-ségrégation du carbone et du manganèse, les zones localement enrichies (ou appauvries) en carbone correspondent également aux zones enrichies (respectivement appauvries) en manganèse. Chaque point mesuré ayant une concentration locale en carbone (C_L) et en manganèse (Mn_L) a été reporté au sein de la figure 1, l'ensemble formant un segment représentant la variation locale en carbone et en manganèse dans la tôle d'acier, centré sur la teneur nominale (C=0,23%, Mn=24%). Dans ce cas, il apparaît que la variation de la teneur locale en carbone et en manganèse se traduit par une variation de l'énergie de défaut d'empilement, puisque cette valeur va de 7mJ/m² pour les zones les moins riches en C et en Mn jusqu'à environ 20 mJ/m² pour les zones les plus riches. On sait par ailleurs que le maclage intervient en tant que mode de déformation privilégié à température ambiante lorsque l'EDE se situe environ vers 15-30mJ/m². Dans le cas exposé, ce mode de déformation privilégié peut ne pas être présent absolument dans toute la tôle d'acier et certaines zones particulières peuvent présenter éventuellement un comportement mécanique différent de celui attendu pour une tôle d'acier de composition nominale, en particulier une aptitude plus réduite à la déformation par maclage au sein de certains grains. Plus généralement, on conçoit que, dans des conditions très particulières dépendant par exemple de la température de déformation ou de sollicitation, de la taille de grain, la teneur locale en carbone et en manganèse puisse être réduite au point de provoquer localement une transformation martensitique induite par déformation.

[0044] Les inventeurs ont recherché les conditions particulières pour obtenir des caractéristiques mécaniques très élevées simultanément avec une grande homogénéité de ces caractéristiques au sein d'une tôle d'acier. Comme on l'a exposé ci-dessus, la combinaison de carbone (0,85%-1,05%) et de manganèse (16-19%) associée aux autres caractéristiques de l'invention conduit à des valeurs de résistance supérieure à 1200MPa et à un produit (résistance x allongement à rupture) supérieur à 60000, voire 65000 MPa%. On observera à la figure 1 que ces compositions d'acier se trouvent dans un domaine ou l'EDE est de l'ordre de 19-24mJ/m², c'est à dire favorables à la déformation par maclage. Mais les inventeurs ont également mis en évidence qu'une variation de la teneur locale en carbone ou en manganèse a une influence beaucoup plus réduite que celle évoquée dans l'exemple précédent. En effet, des mesures de variations de teneurs locales (C_L, Mn_L) effectuées sur différentes compositions d'aciers austénitiques Fe-C-Mn ont révélé, à conditions de fabrication identiques, une co-ségrégation du carbone et du manganèse très voisine de celle illustrée à la figure 1. Dans ces conditions, une variation des teneurs locales (C_L, Mn_L) n'a que peu de conséquence vis-à-vis du comportement mécanique, puisque le segment représentant cette co-ségrégation est situé selon une direction sensiblement parallèle aux courbes d'iso-EDE.

[0045] De plus, les inventeurs ont mis en évidence qu'il convenait d'éviter absolument la formation de martensite lors des opérations de déformation ou d'utilisation des tôles sous peine d'hétérogénéité de caractéristiques mécaniques sur les pièces. Les inventeurs ont déterminé que cette condition est satisfaite lorsque, en tout point des tôles, les teneurs locales en carbone et en manganèse de la tôle sont telles que : %Mn_L + 9,7 %C_L≥21,66. Ainsi, grâce aux caractéristiques de la composition chimique nominale définies par l'invention et à celles définies par les teneurs locales en carbone et en manganèse, on réalise des tôles d'acier austénitique présentant non seulement des caractéristiques mécaniques très élevées mais aussi une très faible dispersion de ces caractéristiques.

[0046] Au moyen de ses connaissances, l'homme du métier adaptera les conditions de fabrication de façon à satisfaire cette relation concernant les teneurs locales, en particulier par le biais des conditions de coulée (température de coulée, brassage du métal liquide par forces électromagnétiques) ou des conditions de réchauffage conduisant à une homogénéisation du carbone et du manganèse par diffusion.

[0047] En particulier, on mettra en œuvre avantageusement des procédés de coulée de demi-produit sous forme de brames minces (quelques centimètres d'épaisseur) ou de bandes minces, puisque ces procédés sont généralement associés à une réduction des hétérogénéités de compositions locales.

[0048] A titre d'exemple non limitatif, les résultats suivants vont montrer les caractéristiques avantageuses conférées par l'invention.

Exemple :

[0049] On a élaboré les aciers de composition nominale suivante (teneurs exprimées en pourcentage pondéral) :

Tableau 1 : Composition nominale des aciers

Acier		C	Mn	Si	S	P	Al	Cu	Cr	Ni	Mo	N
I	Selon l'invention	0,97	17,6	0,51	0,001	0,005	0,030		0,005			0,025
R1	Référence	0,61	21,5	0,49	0,001	0,016	0,003	0,02	0,053	0,044	0,009	0,01
R2	Référence	0,45	17,5	0,3	0,001	0,005	0,030					0,01

[0050] Après coulée, un demi-produit de l'acier I selon l'invention a été réchauffé à une température de 1180°C et laminé à chaud jusqu'à une température supérieure à 900°C pour atteindre une épaisseur de 3 mm. On a observé un temps d'attente de 2 s après laminage en vue de la recristallisation complète, puis on a effectué un refroidissement à une vitesse supérieure à 20°C/s, suivi par un bobinage à température ambiante.

[0051] Les aciers de référence ont été réchauffés à une température supérieure à 1150°C, laminés jusqu'à une température de fin de laminage supérieure à 940°C puis bobinés à une température inférieure à 450°C.

[0052] La fraction surfacique recristallisée est de 100% pour tous les aciers, la fraction de carbures précipités est égale à 0%, la taille de grain moyenne comprise entre 9 et 10 microns.

[0053] Les caractéristiques de traction des tôles laminées à chaud sont les suivantes :

Tableau 2 : Caractéristiques mécaniques de traction des tôles laminées à chaud

Acier	Résistance	Allongement à rupture	P= Résistance x Allongement à rupture
Selon l'invention I	1205 MPa	64%	77000 MPa%
Référence R1	1010 MPa	65%	66180 MPa%
Référence R2	1050 MPa	45%	47250 MPa%

[0054] Par rapport à un acier de référence R1, dont les caractéristiques mécaniques sont déjà élevées, l'acier selon l'invention permet d'obtenir une résistance accrue d'environ 200 MPa avec un allongement très comparable.

[0055] Afin d'évaluer l'homogénéité structurale et mécanique lors d'une déformation, on a réalisé des godets emboutis sur lesquels on a examiné la microstructure par diffraction de rayons X. Dans le cas de l'acier de référence R2, on note l'apparition de martensite dès que le taux de déformation dépasse 17%, l'opération d'emboutissage totale conduisant à la rupture. Une analyse indique que la caractéristique : %Mn_L + 9,7 %C_L≥21,66 n'est pas remplie en tout point (figure 1).

[0056] Dans le cas de l'acier de l'invention, on ne met en évidence aucune trace de martensite, une analyse similaire indique que la caractéristique : %Mn_L + 9,7 %G_L≥21,66 est satisfaite-en tout point ce qui permet d'éviter toute apparition de martensite.

[0057] La tôle d'acier selon l'invention a été ensuite soumise à une légère déformation à froid par laminage avec une déformation équivalente de 14%. La résistance du produit est alors de 1420 MPa, son allongement à rupture de 42%, soit un produit P= 59640 MPa%. Ce produit à caractéristiques mécaniques exceptionnellement élevées offre de grandes possibilités de déformation ultérieure en raison de sa réserve de plasticité et de sa faible anisotropie.

[0058] Par ailleurs, après l'étape de bobinage, déroulage et décapage, des tôles laminées à chaud d'acier selon l'invention et de l'acier R1 ont été ensuite laminées à froid puis recuites de façon à obtenir une structure totalement recristallisée. La taille moyenne de grain austénitique, la résistance, l'allongement à rupture ont été indiqués dans le tableau ci-dessous.

Tableau 3 : Caractéristiques mécaniques des tôles laminées à froid et recuites

Acier	Taille moyenne de grain	Résistance	Allongement à rupture	Produit P(résistance x allongement à rupture)
Selon l'invention I	4 microns	1289 MPa	58%	74760 MPa%
Référence R1	3 microns	1130 MPa	55%	62150 MPa%

[0059] La tôle d'acier réalisée selon l'invention, dont la taille moyenne de grain est de 4 microns, offre donc une combinaison résistance-allongement particulièrement avantageuse et un accroissement significatif de la résistance par rapport à l'acier de référence. Comme pour les tôles laminées à chaud, ces caractéristiques sont obtenues avec une très grande homogénéité sur le produit, aucune trace de martensite n'est présente après déformation.

[0060] Des essais d'expansion équibiaxiale sur poinçon hémisphérique de 75mm de diamètre réalisés sur une tôle laminée à froid et recuite de 1,6mm d'épaisseur selon l'invention, révèlent une hauteur limite d'emboutissage de 33mm, ce qui met en évidence une excellente aptitude à la déformation. Des essais de pliage réalisés sur cette même tôle montrent également que la déformation critique avant apparition de fissures est supérieure à 50%.

[0061] La tôle d'acier réalisée selon l'invention a été soumise à une déformation à froid par laminage avec un taux de déformation équivalente de 8% : La résistance du produit est alors de 1420 MPa, son allongement à rupture de 48%, soit un produit P= 68160 MPa%.

[0062] Ainsi, en raison de leurs caractéristiques mécaniques particulièrement élevées, de leur comportement mécanique très homogène et de leur stabilité microstructurale, les aciers laminés à chaud ou laminés à froid selon l'invention seront utilisés avec profit pour des applications où l'on recherche une capacité de déformation importante et une très haute résistance. Dans le cas de leur utilisation dans l'industrie automobile, on tirera parti de leurs avantages pour la fabrication de pièces de structure, d'éléments de renfort ou encore de pièces extérieures.

Revendications

1. Tôle laminée à chaud en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1200 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 65000 MPa%, dont la composition chimique nominale comprend, les teneurs étant exprimées en poids:

0,85% ≤ C ≤ 1,05%

16% ≤ Mn ≤ 19%

Si ≤ 2%

Al ≤ 0,050%

S ≤ 0,030%

P ≤ 0,050%

N ≤ 0,1 %,

et à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi

Cr ≤ 1 %

Mo ≤ 1,50%

Ni ≤ 1%

Cu ≤ 5%

Ti ≤ 0,50%

Nb ≤ 0,50%

V ≤ 0,50%,

le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration, la fraction surfacique recristallisée dudit acier étant égale à 100%, la fraction surfacique de carbures précipités dudit acier étant égale à 0%, la taille moyenne de grain dudit acier étant inférieure ou égale à 10 microns, et en tout point de ladite tôle, la teneur locale dudit acier en carbone C_L et la teneur locale en manganèse Mn_L, exprimées en poids, étant telles que %Mn_L + 9,7 %C_L ≥ 21,66.

2. Tôle laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1250 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture(%)) est supérieur à 65000 MPa%, de composition chimique nominale selon la revendication 1, la fraction surfacique recristallisée de l'acier étant égale à 100%, la taille moyenne de grain dudit acier étant inférieure à 3 microns et, en tout point de ladite tôle, la teneur locale dudit acier en carbone C_L et la teneur locale en manganèse Mn_L, exprimées en poids, étant telles que %Mn_L + 9,7 %C_L ≥ 21,66.

3. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 2, caractérisée en ce que la teneur nominale en silicium dudit acier est inférieure ou égale à 0,6%.

4. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisée en ce que la teneur nominale en azote dudit acier est inférieure ou égale à 0,050%.

5. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisée en ce que la teneur nominale en aluminium dudit acier est inférieure ou égale à 0,030%.

6. Tôle d'acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la teneur nominale en phosphore dudit acier est inférieure ou égale à 0,040%.

7. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P((résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa%, selon lequel on élabore un acier dont la composition nominale comprend, les teneurs étant exprimées en poids:

0,85% ≤ C ≤ 1,05%

16% ≤ Mn ≤ 19%

Si ≤ 2%

Al ≤ 0,050%

S ≤ 0,030%

P ≤ 0,050%

N ≤ 0,1 %,

et à titre optionnel, un ou plusieurs éléments choisis parmi

Cr ≤ 1%

Mo ≤ 1,50%

Ni ≤ 1%

Cu ≤ 5%

Ti ≤ 0,50%

Nb ≤ 0,50%

V ≤ 0,50%,

le reste de la composition étant constitué de fer et d'impuretés inévitables résultant de l'élaboration,

- on procède à la coulée d'un demi-produit à partir de cet acier

- on porte ledit demi-produit de ladite composition d'acier à une température comprise entre 1100 et 1300°C,

- on lamine ledit demi-produit jusqu'à une température de fin de laminage supérieure ou égale à 900°C,

- on observe si nécessaire un temps d'attente de telle sorte que la fraction surfacique recristallisée de l'acier soit égale à 100%,

- on refroidit ladite tôle à une vitesse supérieure ou égale à 20°C/s,

- on bobine ladite tôle à une température inférieure ou égale à 400°C,

- on applique, sur ladite tôle laminée à chaud, refroidie après bobinage et déroulée, une déformation à froid avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 13% et inférieur ou égal à 17%.

8. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid et recuite en acier austénitique fer-carbone-manganèse, dont la résistance est supérieure à 1250 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 60000 MPa%, caractérisé en ce que:

on approvisionne une tôle laminée à chaud refroidie et bobinée obtenue par le procédé selon la revendication 7

on effectue au moins un cycle, chaque cycle consistant à :

- Laminer à froid ladite tôle en une ou plusieurs passes successives,

- Effectuer un recuit de recristallisation,

la taille moyenne de grain austénitique avant le dernier cycle de laminage à froid suivi d'un recuit de recristallisation, étant inférieure à 15 microns

9. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa%, caractérisé en ce que :

--on approvisionne une tôle laminée à chaud refroidie et bobinée obtenue par le procédé selon la revendication 7

- on effectue au moins un cycle, chaque cycle consistant à :

- Laminer à froid ladite tôle en une ou plusieurs passes successives,

- Effectuer un recuit de recristallisation, la taille moyenne de grain austénitique avant le dernier cycle de laminage à froid suivi d'un recuit de recristallisation, étant inférieure à 15 microns

- on effectue, après le recuit final de recristallisation, une déformation à froid avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égale à 17%.

10. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à froid en acier austénitique fer-carbone-manganèse dont la résistance est supérieure à 1400 MPa, dont le produit P (résistance (MPa) x allongement à rupture (%)) est supérieur à 50000 MPa%, caractérisé en ce que l'on approvisionne une tôle laminée à froid et recuite selon l'une quelconque des revendications 2 à 6 et que l'on effectue une déformation à froid de ladite tôle avec un taux de déformation équivalente supérieur ou égal à 6%, et inférieur ou égale à 17%.

11. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier austénitique selon l'une quelconque des revendications 7 à 10 caractérisé en ce que les conditions de coulée ou de réchauffage dudit demi-produit, telles que la température de coulée dudit demi-produit, le brassage du métal liquide par forces électromagnétiques, les conditions de réchauffage conduisant à une homogénéisation du carbone et du manganèse par diffusion, sont choisies pour que, en tout point de ladite tôle, la teneur locale en carbone C_L et la teneur locale en manganèse Mn_L, exprimées en poids, soient telles que: %Mn_L + 9,7 %C_L ≥ 21,66.

12. Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 7 à 11, caractérisé en ce que la coulée dudit demi-produit est effectuée sous forme de coulée de brames ou de bandes minces entre cylindres d'acier contra-rotatifs.

13. Utilisation d'une tôle d'acier austénitique selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, pour la fabrication de pièces de structure, d'éléments de renfort ou encore de pièces extérieures, dans le domaine automobile.

14. Utilisation d'une tôle d'acier austénitique fabriquée au moyen d'un procédé selon l'une quelconque des revendications 7 à 12 pour la fabrication de pièces de structure, d'éléments de renfort ou encore de pièces extérieures, dans le domaine automobile.

Ansprüche

1. Warmgewalztes Blech aus austenitischem Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Stahl, dessen Festigkeit größer als 1200 MPa ist, dessen Produkt P (Festigkeit (MPa) x Bruchdehnung (%)) größer als 65.000 MPa% ist, dessen nominale chemische Zusammensetzung umfasst, wobei der Gehalt in Gewichtsprozenten ausgedrückt ist:

0,85% ≤ C ≤ 1,05%

16% ≤ Mn ≤ 19%

Si ≤ 2%

AI ≤ 0,050%

S ≤ 0,030%

P ≤ 0,050%

N ≤ 0,1%,

und optional ein oder mehrere Elemente, ausgewählt aus

Cr ≤ 1%

Mo ≤ 1,50%

Ni ≤ 1%

Cu ≤ 5%

Ti ≤ 0,50%

Nb ≤ 0,50%

V ≤ 0,50%,

wobei der Rest der Zusammensetzung aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, die aus der Verarbeitung resultieren, gebildet ist, die rekristallisierte Oberflächenfraktion des Eisens gleich 100% ist, die Oberflächenfraktion von abgeschiedenen Karbiden des Eisens gleich 0% ist, die mittlere Korngröße des Stahls kleiner oder gleich 10 µm ist und an jedem Punkt des Blechs der lokale Gehalt des Stahls an Kohlenstoff C_L und der lokale Gehalt an Mangan Mn_L, ausgedrückt in Gewichtsprozenten, derart sind, dass %Mn_L + 9,7 %C_L ≥ 21,66 ist.

2. Kaltgewalztes und geglühtes Blech aus austenitischem Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Stahl, dessen Festigkeit größer als 1250 MPa ist, dessen Produkt P (Festigkeit (MPa) x Bruchdehnung (%)) größer als 65.000 MPa% ist, mit einer nominalen chemischen Zusammensetzung nach Anspruch 1, wobei die rekristallisierte Oberflächenfraktion des Stahls gleich 100% ist, die mittlere Korngröße des Stahls kleiner als 3µm ist und an jedem Punkt des Blechs der lokale Gehalt des Stahls an Kohlenstoff C_L und der lokale Gehalt an Mangan Mn_L, ausgedrückt in Gewichtsprozenten, derart sind, dass %Mn_L + 9,7 %C_L ≥ 21,66 ist.

3. Stahlblech nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass der nominale Gehalt an Silizium des Stahls kleiner oder gleich 0,6% ist.

4. Stahlblech nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der nominale Gehalt an Stickstoff des Stahls kleiner oder gleich 0,050% ist.

5. Stahlblech nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der nominale Gehalt an Aluminium des Stahls kleiner oder gleich 0,030% ist.

6. Stahlblech nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der nominale Gehalt an Phosphor des Stahls kleiner oder gleich 0,040% ist.

7. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Blechs aus austenitischem Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Stahl, dessen Festigkeit größer als 1400 MPa ist, dessen Produkt P (Festigkeit (MPa) x Bruchdehnung (%)) größer als 50.000 MPa% ist, nach dem ein Stahl bearbeitet wird, dessen nominale chemische Zusammensetzung umfasst, wobei der Gehalt in Gewichtsprozenten ausgedrückt ist:

0,85% ≤ C ≤ 1,05%

16% ≤ Mn ≤ 19%

Si ≤ 2%

AI ≤ 0,050%

S ≤ 0,030%

P ≤ 0,050%

N ≤ 0,1%,

und optional ein oder mehrere Elemente, ausgewählt aus

Cr ≤ 1%

Mo ≤ 1,50%

Ni ≤ 1%

Cu ≤ 5%

Ti ≤ 0,50%

Nb ≤ 0,50%

V ≤ 0,50%,

wobei der Rest der Zusammensetzung aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, die aus der Verarbeitung resultieren, gebildet ist,

- ein Halbzeug aus diesem Stahl gegossen wird,

-- das Halbzeug der Stahlzusammensetzung auf eine Temperatur zwischen 1100 und 1300°C gebracht wird,

- das Halbzeug bis zu einer Walzendtemperatur größer oder gleich 900°C gewalzt wird,

- eine Wartezeit beobachtet wird, wenn notwendig, derart, dass die rekristallisierte Oberflächenfraktion des Stahls gleich 100% ist,

- das Blech bei einer Geschwindigkeit größer oder gleich 20°C/s abgekühlt wird,

- das Blech bei einer Temperatur kleiner oder gleich 400°C gerollt wird,

- auf das warmgewalztes Blech, das nach einem Aufrollen und Abrollen abgekühlt wird, eine Kaltverformung mit einem Grad der äquivalenten Umformung größer oder gleich 13% und kleiner oder gleich 17% aufgebracht wird.

8. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten und geglühten Blechs aus austenitischem Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Stahl, dessen Festigkeit größer als 1250 MPa ist, dessen Produkt P (Festigkeit (MPa) x Bruchdehnung (%)) größer als 60.000 MPa% ist, dadurch gekennzeichnet, dass ein abgekühltes warmgewalztes und aufgewickeltes Blech, das durch das Verfahren nach Anspruch 7 erhalten wird, beschafft wird, mindestens ein Zyklus durchgeführt wird, wobei jeder Zyklus darin besteht:

- das Blech in einem oder mehreren aufeinanderfolgenden Durchgängen kaltzuwalzen,

- ein Rekristallisationsglühen durchzuführen,
wobei die austenitische Korngröße vor dem letzten Kaltwalzzyklus, gefolgt von dem Rekristallisationsglühen, kleiner als 15 µm ist.

9. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Blechs aus austenitischem Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Stahl, dessen Festigkeit größer als 1400 MPa ist, dessen Produkt P (Festigkeit (MPa) x Bruchdehnung (%)) größer als 50.000 MPa% ist, dadurch gekennzeichnet, dass:

- ein abgekühltes warmgewalztes und aufgewickeltes Blech, das durch das Verfahren nach Anspruch 7 erhalten wird, beschafft wird,

- mindestens ein Zyklus durchgeführt wird, wobei jeder Zyklus darin besteht:

- das Blech in einem oder mehreren aufeinanderfolgenden Durchgängen kaltzuwalzen,

- ein Rekristallisationsglühen durchzuführen,
wobei die austenitische Korngröße vor dem letzten Kaltwalzzyklus, gefolgt von dem Rekristallisationsglühen, kleiner als 15 µm ist,

- nach dem finalen Rekristallisationsglühen eine Kaltverformung mit einem Grad der äquivalenten Umformung größer oder gleich 6% und kleiner oder gleich 17 % durchgeführt wird.

10. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Blechs aus austenitischem Eisen-Kohlenstoff-Mangan-Stahl, dessen Festigkeit größer als 1400 MPa ist, dessen Produkt P (Festigkeit (MPa) x Bruchdehnung (%)) größer als 50.000 MPa% ist, dadurch gekennzeichnet, dass ein kaltgewalztes und geglühtes Blech, das durch das Verfahren nach einem beliebigen der Ansprüche 2 bis 6 erhalten wird, beschafft wird, und dass eine Kaltverformung des Blechs mit einem Grad der äquivalenten Umformung größer oder gleich 6% und kleiner oder gleich 17% durchgeführt wird.

11. Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus austenitischem Stahl nach einem beliebigen der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Bedingungen des Gießens und des Aufheizens des Halbzeugs, wie die Gießtemperatur des Halbzeugs, das Umrühren des flüssigen Metalls durch elektromagnetische Kräfte, die Bedingungen des Aufheizens, die zu einer Homogenisierung des Kohlenstoffs und des Mangans durch Diffusion führen, so gewählt sind, dass an jedem Punkt des Blechs der lokale Gehalt an Kohlenstoff C_L und der lokale Gehalt an Mangan Mn_L, ausgedrückt in Gewichtsprozenten, derart sind, dass %Mn_L + 9,7 %C_L ≥ 21,66 ist.

12. Verfahren nach einem beliebigen der Ansprüche 7 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Gießen des Halbzeugs in Form von Gießen von Brammen oder dünnen Bändern zwischen gegenläufig drehenden Stahlzylindern durchgeführt wird.

13. Verwendung eines Blechs aus austenitischem Stahl nach einem beliebigen der Ansprüche 1 bis 6 für die Herstellung von Strukturteilen, Verstärkungselementen oder auch Außenteilen im Automobilbereich.

14. Verwendung eines Blechs aus austenitischem Stahl, hergestellt mittels eines Verfahrens nach einem beliebigen der Ansprüche 7 bis 12, für die Herstellung von Strukturteilen, Verstärkungselementen oder auch Außenteilen im Automobilbereich.

Claims

1. Hot-rolled sheet made of iron-carbon-manganese austenitic steel, the strength of which is greater than 1,200 MPa, the product P of which (strength (MPa) x breaking elongation (%)) is greater than 65,000 MPa%, the nominal chemical composition of which comprises, the contents being expressed by weight:

0.85% ≤ C ≤ 1.05%

16% ≤ Mn ≤ 19%

Si ≤ 2%

Al ≤ 0.050%

S ≤ 0.030%

P ≤ 0.050%

N ≤ 0.1%

and optionally, one or more elements chosen from

Cr ≤ 1%

Mo ≤ 1.50%

Ni ≤ 1%

Cu ≤ 5%

Ti ≤ 0.50%

Nb ≤ 0.50%

V ≤ 0.50%,

the remainder of the composition being constituted by iron and unavoidable impurities resulting from the smelting, the recrystallised surface fraction of said steel being equal to 100%, the surface fraction of precipitated carbides of said steel being equal to 0%, the average grain size of said steel being less than or equal to 10 microns, and at any point of said sheet, the local content, of said steel, of carbon C_L and the local content of manganese Mn_L, expressed by weight, being such that %Mn_L + 9.7%C_L ≥ 21.66.

2. Cold-rolled and annealed sheet made of iron-carbon-manganese austenitic steel, the strength of which is greater than 1,250 MPa, the product P (strength (MPa) x breaking elongation (%)) is greater than 65,000 MPa%, of nominal chemical composition according to claim 1, the recrystallised surface fraction of the steel being equal to 100%, the average grain size of said steel being less than 3 microns and, at any point of said sheet, the local content of said steel of carbon C_L and the local content of manganese Mn_L, expressed by weight, being such that %Mn_L + 9.7%C_L ≥ 21.66.

3. Steel sheet according to any of the claims 1 to 2, characterised in that the nominal content of silicon of said steel is less than or equal to 0.6%.

4. Steel sheet according to any of the claims 1 to 3, characterised in that the nominal content of nitrogen of said steel is less than or equal to 0.050%.

5. Steel sheet according to any of the claims 1 to 4, characterised in that the nominal content of aluminium of said steel is less than or equal to 0.030%.

6. Steel sheet according to any of the claims 1 to 5, characterised in that the nominal content of phosphorus of said steel is less than or equal to 0.040%.

7. Production method of a hot-rolled sheet made of iron-carbon-manganese austenitic steel, the strength of which is greater than 1,400 MPa, the product P of which (strength (MPa) x breaking elongation (%)) is greater than 50,000 MPa%, according to which a steel is smelted, the nominal composition of which comprises, the contents being expressed by weight:

0.85% ≤ C ≤ 1.05%

16% ≤ Mn ≤ 19%

Si ≤ 2%

Al ≤ 0.050%

S ≤ 0.030%

P ≤ 0.050%

N ≤ 0.1%

and optionally, one or more elements chosen from

Cr ≤ 1%

Mo ≤ 1.50%

Ni ≤ 1%

Cu ≤ 5%

Ti ≤ 0.50%

Nb ≤ 0.50%

V ≤ 0.50%,

the remainder of the composition being constituted by iron and unavoidable impurities resulting from the smelting,

- casting of a semi-finished product from this steel is implemented,

- said semi-finished product of said steel composition is brought to a temperature between 1,100 and 1,300°C,

- said semi-finished product is rolled until at a temperature at the end of rolling greater than or equal to 900°C,

- if necessary a waiting time is observed such that the recrystallised surface fraction of the steel is equal to 100%,

- said sheet is cooled at a speed greater than or equal to 20°C/s,

- said sheet is coiled at a temperature less than or equal to 400°C,

- there is applied, on said hot-rolled sheet, cooled after coiling and unrolled, a cold-deformation with a deformation rate equivalent to, greater than or equal to 13% and less than or equal to 17%.

8. Production method of a cold-rolled and annealed sheet made of iron-carbon-manganese austenitic steel, the strength of which is greater than 1,250 MPa, the product P of which (strength (MPa) x breaking elongation (%)) is greater than 60,000 MPa%, characterised in that:

there is supplied a cooled and coiled hot-rolled sheet obtained by the method according to claim 7,

at least one cycle is effected, each cycle consisting of:

- cold-rolling said sheet in one or more successive passes,

- effecting a recrystallisation annealing,

the average austenitic grain size before the last cycle of cold-rolling followed by recrystallisation annealing being less than 15 microns.

9. Production method of a cold-rolled sheet made of iron-carbon-manganese austenitic steel, the strength of which is greater than 1,400 MPa, the product P of which (strength (MPa) x breaking elongation (%)) is greater than 50,000 MPa%, characterised in that:

- there is provided a cooled and coiled hot-rolled sheet obtained by the method according to claim 7,

- at least one cycle is effected, each cycle consisting of:

- cold-rolling said sheet in one or more successive passes,

- effecting a recrystallisation annealing, the average austenitic grain size before the last cold-rolling cycle followed by a recrystallisation annealing being less than 15 microns,

- there is effected, after the final recrystallisation annealing, a cold-deformation with a deformation rate equivalent to, greater than or equal to 6%, and less than or equal to 17%.

10. Production method of a cold-rolled sheet made of iron-carbon-manganese austenitic steel, the strength of which is greater than 1,400 MPa, the product P of which (strength (MPa) x breaking elongation (%)) is greater than 50,000 MPa%, characterised in that a cold-rolled and annealed sheet according to any of the claims 2 to 6 is supplied and in that a cold-deformation of said sheet is effected with a deformation rate equivalent to, greater than or equal to 6%, and less than or equal to 17%.

11. Production method of an austenitic steel sheet according to any of the claims 7 to 10, characterised in that the casting or reheating conditions of said semi-finished product, such as the casting temperature of said semi-finished product, the agitation of the liquid metal by electromagnetic forces, the reheating conditions leading to homogenisation of the carbon and of the manganese by diffusion, are chosen so that, at any point of said sheet, the local content of carbon C_L and the local content of manganese Mn_L, expressed by weight, are such that: %Mn_L + 9.7%C_L ≥ 21.66.

12. Production method according to any of the claims 7 to 11, characterised in that the casting of said semi-finished product is effected in the form of casting of slabs or of thin strips between counter-rotating steel cylinders.

13. Use of an austenitic steel sheet according to any of the claims 1 to 6, for production of structural parts, reinforcing elements or even exterior parts, in the automobile field.

14. Use of an austenitic steel sheet produced by means of a method according to any of the claims 7 to 12 for production of structural pieces, reinforcing elements or even exterior parts, in the automobile field.

Dessins