La présente invention concerne un acier inoxydable martensitique et son procédé de fabrication.

Cet acier est plus particulièrement, mais pas exclusivement, destiné à être utilisé dans l'industrie automobile, pour constituer des pièces telles que des éléments de carrosserie, destinées à se déformer lors d'un choc en absorbant une quantité maximale d'énergie.

Pour constituer des éléments de carrosserie de véhicules, on peut utiliser des aciers inoxydables martensitiques mis en forme par emboutissage à chaud à partir d'une tôle. Ils présentent l'avantage d'avoir une résistance mécanique Rm très élevée, et de permettre ainsi un allégement de la carrosserie, à performances égales par rapport à des aciers plus classiquement employés par le passé. Cependant, les aciers inoxydables martensitiques connus à cet effet présentent l'inconvénient d'avoir une capacité de pliage limitée. Ils n'ont, de ce fait, pas la possibilité d'absorber de façon satisfaisante l'énergie encaissée par le véhicule lors d'un choc et les exigences imposées par les réglementations à ce sujet, vérifiées lors des essais de choc (« crash-tests »), sont difficiles à satisfaire.

Cette capacité de pliage de l'acier est habituellement appréciée par des essais de pliage trois points réalisés selon la norme NF EN ISO 7438 et la procédure VDA 238-100..

Au début de l'essai le poinçon est mis en contact avec la tôle, elle-même supportée par deux rouleaux, avec une pré-force de 30 N. Une fois le contact établi, le déplacement du poinçon est indexé à zéro. Le test consiste alors à déplacer le poinçon de manière à effectuer le « pliage trois points » de la tôle.

Le test s'arrête lorsqu'une micro fissuration de la tôle conduit à une chute de force sur le poinçon d'au moins 30 N, ou bien lorsque le poinçon s'est déplacé de 14,2 mm, ce qui correspond à la course maximale autorisée.

A la fin du test, l'échantillon de tôle se retrouve donc plié. La ductilité en service s'évalue alors par la mesure de l'angle de pliage a ₁₀ %, en degrés. Plus l'angle a ₁₀ % est élevé, meilleure est l'aptitude au sertissage ou au pliage de la tôle.

Le but de l'invention est de proposer un acier inoxydable martensitique de composition et de microstructure qui le rendent bien adapté à l'usage que l'on vient de citer, en ce qu'il présenterait une bonne aptitude au pliage en V caractérisée par la norme précitée, et un angle de pliage élevé Θ, ainsi que des propriétés de résistance mécanique Rm suffisamment élevées. A cet effet l'invention a pour objet un acier inoxydable martensitique, caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux :

- 0,05%≤ C≤ 0,30% ; de préférence 0,05%≤ C≤ 0,20% ;

- 0,20%≤ Mn≤ 2,0% ;

- traces %≤ Si≤ 1 ,0% ;

- 0,20%≤ Mn + Si≤ 1 ,5% ;

- traces≤ S≤ 0,01 %, avec 0≤ 10 000 x Mn x S≤ 40 ;

- traces≤ P≤ 0,04% ;

- 10,5%≤ Cr ≤ 17,0%, avec [Cr - 10.3 - 80 x (C + N) ² ] ≤ (Mn + Ni) ;

- traces ≤ Ni ≤ 4,0% ;

- traces ≤ Mo≤ 2,0% ; de préférence traces ≤ Mo≤ 1 ,0% ;

- traces≤ Mo + 2W≤ 2,0% ; de préférence Mo + 2W≤ 1 ,0% ;

- traces ≤ Cu ≤ 2,0% ;

- traces ≤ Ti ≤ 0,5% ;

- traces ≤ V≤ 0,3% ;

- traces ≤ Zr≤ 0,5% ;

- traces ≤ Al ≤ 0,2% ;

- traces≤ O≤ 400 ppm ;

- traces ≤ Ta ≤ 0,3% ;

- traces ≤ Nb ≤ 0,3% ;

- 0,25≤ (Nb + Ta)/(C + N)≤ 8 ;

- Nb≥[1 ,2 (C + N) - 0,1 ]% ;

- 0,009%≤ N≤ 0,2% ;

- traces ≤ Co ≤ 2,0% ;

- traces≤ Cu + Co≤ 2,0% ;

- traces≤ Cu + Co + Ni≤ 4,0% ;

- traces ≤ B ≤ 0,1 % ;

- traces ≤ H≤ 0,0005%, de préférence traces ≤ H ≤ 0,0001 %, mieux traces ≤ H ≤ 0,00001 %

- traces≤ terres rares + Y≤ 0,06% ;

- traces ≤ Ca ≤ 20ppm ;

le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;

et en ce que sa microstructure comporte au moins 75% de martensite, au plus 20% de ferrite et au plus 0,5% de carbures, la taille des grains de ferrite étant comprise entre 4 et 80 μηι, de préférence entre 5 et 40 μηι. Selon une variante de l'invention, traces ≤ Cu ≤ 0,5%.

Selon une variante de l'invention, traces ≤ Co ≤ 0,5%.

L'invention a également pour objet un procédé de préparation d'un produit en acier inoxydable martensitique, caractérisé en ce que :

- on élabore, coule et transforme à chaud et/ou à froid un acier inoxydable martensitique de la composition précédemment citée ;

- on réalise une austénitisation dudit acier transformé à chaud et/ou à froid, en le portant à une température comprise entre Ac1 et 1 100°C pendant 10 s à 1 h, de préférence 2 min à 10 min pour un réchauffage dans un four classique et 30 s à 1 min pour un four à induction, avec une vitesse de réchauffage d'au moins 5°C/s, la durée de l'austénitisation étant ajustée pour l'obtention, dans l'ensemble de l'acier, d'une microstructure austénitique contenant au plus 0,5% de carbures en fraction volumique et au plus 20% de ferrite résiduelle en fraction volumique ;

- et on réalise une trempe dudit acier austénitisé, à partir de sa température d'austénitisation jusqu'à une température inférieure à sa température Ms de début de la transformation martensitique, à une vitesse de refroidissement comprise entre 0,5 et 1000°C/s.

On peut transformer ledit acier sous la forme d'une tôle laminée à chaud et/ou à froid.

Ladite tôle laminée à chaud et/ou à froid peut avoir une épaisseur de 0,5 à 12 mm, de préférence de 0,5 à 4 mm.

De préférence, lors de l'austénitisation on peut porter l'acier transformé à chaud et/ou à froid à une température comprise entre Ac1 + 100°C et 1050°C pendant 10 s à 1 h.

Selon une variante de l'invention, on effectue sur l'acier austénitisé puis trempé un traitement thermique supplémentaire à une température de 90 à 250°C pendant 10 s à 1 h.

Comme on l'aura compris, l'invention repose sur le couplage entre une composition d'acier et une microstructure particulière. Ce couplage permet notamment de préparer des tôles susceptibles d'être facilement mises en forme par emboutissage à chaud, et de présenter un très bon compromis entre une résistance à la traction Rm élevée et une grande aptitude au pliage à l'état final martensitique, se traduisant par un angle de pliage Θ également élevé, mesuré selon la norme NF EN ISO 7438 et la procédure VDA 238-100. Ces tôles sont donc particulièrement bien adaptées à une utilisation comme éléments de carrosseries d'automobiles ayant une forte capacité d'absorption de l'énergie lors des chocs subis par le véhicule. La mesure du produit « Rm x Θ/180 », Rm étant exprimée en MPa et Θ en degrés, qui devrait être aussi élevé que possible, serait un bon indicateur de la capacité de l'acier à atteindre un tel compromis.

Il est en effet connu que l'énergie absorbée par une structure tubulaire en flexion ou en compression est proportionnelle à la résistance mécanique du matériau qui la compose, aux angles de pliage des différentes zones qui se déforment ainsi qu'à un facteur géométrique de la section : l'épaisseur, largeur hauteur. On pourra se référer aux articles de D.Kecman Int.J. Mech. Sci, Vol.25, N°9-10, pp 623-636, 1983 ou de T.Wierzbicki Computers & Structures, Vol.51 , N°6, pp625-641 , 1994 publiés par Elsevier.

L'invention sera mieux comprise au vu de la description qui suit.

La teneur en C minimale de 0,05% est justifiée par la nécessité d'obtenir une austénitisation de la microstructure lors de la première étape du procédé de fabrication, donc avant la trempe. Cela va gouverner les propriétés mécaniques de la tôle, notamment sa capacité à être mise en forme et sa résistance mécanique. Une teneur de plus de 0,30% n'est pas souhaitable pour ne pas fragiliser la martensite formée brute de trempe (ce qui diminuerait l'aptitude au pliage) et dégrader la soudabilité, ce qui serait un inconvénient pour l'application privilégiée de l'invention à l'automobile. Une teneur maximale de 0,20% est cependant préférée, pour mieux assurer l'obtention d'un angle de pliage tout à fait satisfaisant lorsque d'autres conditions exigées par l'invention sur la composition de l'acier et/ou les traitements thermiques subis sont proches des limites fixées.

La teneur en Mn minimale de 0,20% permet d'obtenir l'austénitisation nécessaire. Au-dessus de 2,0% des problèmes d'oxydation sont à craindre lors des traitements thermiques si ceux-ci ne sont pas effectués dans des atmosphères neutres ou réductrices. L'utilisation obligatoire d'atmosphères neutres peut entraîner un coût élevé pour l'exécution des traitements thermiques. Par ailleurs le manganèse en quantité supérieure à 2,0% est défavorable à l'obtention de la structure martensitique voulue à cause de la possible présence d'austénite résiduelle à l'issue de la trempe.

Sa teneur en Si est comprise entre des traces et 1 ,0%. Le silicium peut être utilisé comme désoxydant lors de l'élaboration, tout comme Al, auquel il peut s'ajouter ou se substituer. Au-delà de 1 ,0%, on considère qu'il favorise excessivement la formation de ferrite et rend donc plus difficile l'austénitisation, et qu'il fragilise trop la tôle pour que la mise en forme d'une pièce complexe puisse assurément s'effectuer de façon satisfaisante. Par ailleurs, la teneur totale en Mn et Si ne doit pas excéder 1 ,5%. Comme Mn et Si sont tous deux des éléments ségrégeants, une trop forte présence totale de Mn et Si pourrait affecter défavorablement l'homogénéité de la microstructure martensitique, en particulier selon l'épaisseur de la pièce si celle-ci est relativement élevée. La teneur minimale en Mn + Si est de 0,2%, puisque Mn est obligatoirement présent à une teneur d'au moins 0,2%, comme vu plus haut.

Sa teneur en S est comprise entre des traces et 0,01 %, afin de garantir une soudabilité et une résilience convenables au produit final. Au delà la tenue à la corrosion serait dégradée et l'angle de pliage diminué (à cause des précipités de MnS notamment), et pour ne pas avoir de précipitation excessive de MnS, il est important dans l'invention d'avoir la relation suivante où les teneurs en Mn et S sont exprimées en % massiques (si Mn et S sont présents chacun à l'état de simples impuretés, autrement dit de traces résultant de l'élaboration, on admet que pour cette relation, leurs teneurs sont considérées comme égales à 0) :

0≤ 10 000 x Mn x S≤40

Sa teneur en P est comprise entre des traces et 0,04%, afin de garantir que le produit final ne sera pas excessivement fragile. P est également néfaste pour la soudabilité et augmente la fragilité de la ferrite et de la martensite aux joints de grains.

Sa teneur en Cr est comprise entre 10,5 et 17,0%. La teneur minimale de 10,5% se justifie pour assurer l'inoxydabilité de la tôle. Une teneur supérieure à 17% rendrait difficile l'austénitisation et augmenterait inutilement le coût de l'acier.

Sa teneur en Ni est comprise entre des traces et 4,0%.

La présence de Ni dans la limite prescrite de 4,0% au maximum est avantageuse pour favoriser l'austénitisation. Il faut, simultanément, respecter la condition [Cr - 10.3 - 80 x (C + N) ² ] ≤ (Mn + Ni), autrement dit (Mn + Ni) - [Cr - 10.3 - 80 ^* (C+N) ² ]≥ 0, où les diverses teneurs sont en % massiques.

Un dépassement de la limite de 4,0% et/ou un non-respect de l'équation précédente liant Cr, C, N, Mn et Ni conduirait cependant à une présence excessive d'austénite résiduelle et à une présence insuffisante de martensite dans la microstructure après le refroidissement. Ni est aussi un élément coûteux, et sa quantité est, autant que possible, à limiter à ce qui est strictement nécessaire à l'obtention des propriétés voulues.

Sa teneur en Mo est comprise entre des traces et 2,0% de préférence 1 ,0%.

La présence de Mo n'est pas indispensable. Mais Mo est favorable à une bonne tenue à la corrosion. Au-dessus de 2,0%, l'austénitisation serait gênée et le coût de l'acier inutilement augmenté. On préfère une teneur maximale de 1 ,0%, car Mo est un élément fragilisant en ce qu'il limite la diffusion de l'hydrogène, qui peut ainsi être plus difficilement évacué du métal.

Sa teneur en W est définie en fonction de celle du Mo par le respect de la relation traces≤ Mo + 2W≤ 2,0%, de préférence traces≤ Mo + 2W≤ 1 ,0%. Les avantages et inconvénients de W sont qualitativement comparables à ceux du Mo.

Sa teneur en Cu est comprise entre des traces et un maximum de 2,0%, avec une préférence pour une teneur≤ 0.5% si l'acier est destiné à fabriquer une pièce qui devra être soudée.

Ces exigences sur Cu sont classiques pour ce type d'aciers. Dans la pratique, cela veut dire qu'un ajout de Cu n'est pas utile et que la présence de cet élément n'est due qu'aux matières premières utilisées. Une teneur supérieure à 0,5%, qui correspondrait généralement à un ajout volontaire de Cu, n'est, très souvent, pas désirée, car elle dégraderait la soudabilité. Cu peut cependant aider à l'austénitisation, et une teneur jusqu'à 2,0% peut être acceptée si la pièce finale n'est pas destinée à être soudée. Cette teneur de 2,0% ne doit cependant pas être dépassée, pour ne pas risquer de retrouver trop d'austénite résiduelle dans l'acier.

Pour cette même raison liée à la possible présence excessive d'austénite résiduelle, la somme Cu + Co ne doit pas dépasser 2,0%, et la somme Cu + Co + Ni ne doit pas dépasser 4,0%.

Sa teneur en Ti est comprise entre des traces et 0,5%.

Ti est un désoxydant, comme Al et Si, mais son coût et sa moindre efficacité que celle de l'Ai pour la désoxydation, à quantité ajoutée égale, rend son emploi en général peu intéressant de ce point de vue. Ti peut, cependant, avoir un intérêt en ce que la formation de nitrures et carbonitrures de Ti peut limiter la croissance des grains et influer favorablement sur certaines propriétés mécaniques et la soudabilité. Toutefois, cette formation peut être un inconvénient dans le cas du procédé selon l'invention, car Ti tend à gêner l'austénitisation du fait de la formation de carbures, et les TiN dégradent la résilience et la capacité en pliage. Une teneur maximale de 0,5% est donc à ne pas dépasser.

Sa teneur en V est comprise entre des traces et 0,3%.

Sa teneur en Zr est comprise entre des traces et 0,5%.

Comme Ti, le V et Zr sont des éléments fragilisants qui sont susceptibles de former des nitrures, et ne doivent pas être présents en quantités trop importantes, seuls et en combinaison. Sur ce dernier point, il convient de satisfaire la limite suivante : traces≤ Ti + V + Zr≤ 0,5%

Sa teneur en Al est comprise entre des traces et 0,2%.

Al est usuellement utilisé comme désoxydant lors de l'élaboration. Il ne faut pas qu'après la désoxydation il en subsiste dans l'acier une quantité dépassant 0,2%, car il y aurait un risque de former une quantité excessive de AIN dégradant les propriétés mécaniques, et aussi d'avoir des difficultés à obtenir la microstructure majoritairement martensitique car Al est très ferritisant.

Sa teneur en O est comprise entre des traces et 400 ppm.

Les exigences sur la teneur en O sont celles qui sont classiques sur les aciers inoxydables martensitiques, en fonction de l'aptitude à leur mise en forme sans que des fissures ne s'amorcent à partir des inclusions, et de la qualité des propriétés mécaniques ou de pliage recherchées sur la pièce finale, et que la présence excessive d'inclusions oxydées est susceptible d'altérer.

Une teneur maximale en Ca de 20 ppm est tolérée. L'ajout de cet élément ne se justifie pas pour des raisons qui seraient liées aux propriétés finales de l'acier. Mais il peut être présent à la suite de l'élaboration de l'acier liquide, si on l'a utilisé, comme cela est classique, pour la désoxydation de l'acier liquide et le contrôle de la composition et de la morphologie des inclusions oxydées.

C'est essentiellement l'ajout de désoxydants Al, Si, Ti, Zr lors de l'élaboration, le possible ajout de Ca, le soin apporté ensuite à la décantation des inclusions oxydées au sein de l'acier liquide et la subsistance de ces désoxydants à l'état dissous dans l'acier solidifié, qui déterminent la teneur finale en O. Si chacun de ces éléments, pris isolément, peut être absent ou seulement très faiblement présent, il faut néanmoins que l'un au moins d'entre eux (le plus souvent Al et/ou Si) soit présent dans une quantité suffisante pour garantir que la teneur en O de la tôle finale ne sera pas trop élevée pour une mise en forme sans incidents de la pièce, et pour les applications futures de la pièce dont les propriétés mécaniques seront dégradées par une présence excessive d'inclusions d'oxydes. Ces mécanismes régissant la désoxydation des aciers et le contrôle de la composition et de la quantité de leurs inclusions oxydées sont bien connus de l'homme du métier, et s'appliquent dans le cadre de l'invention de façon parfaitement classique.

Sa teneur en Nb est comprise entre des traces et 0,3%, de même que sa teneur en Ta. Ta étant un élément très proche de Nb pour ce qui est de ses effets métallurgiques, en particulier la formation de carbonitures, on satisfera la relation 0,25≤ (Nb + Ta )/(C + N)≤ 8. Nb et Ta sont des éléments importants pour l'obtention d'une bonne résilience et d'une bonne capacité en pliage, et l'un d'entre eux au moins doit être significativement présent. Mais comme ils peuvent gêner l'austénitisation, ils ne doivent pas être présents dans des quantités dépassant ce que l'on vient de prescrire. Egalement, ces éléments captent C et N, et leur teneur totale doit être ajustée en fonction des teneurs en C et N effectivement présentes dans l'acier. S'il y a trop peu de Nb et/ou Ta dans l'acier lorsque les teneurs en C et N sont relativement élevées, il ne reste pas assez de Nb et Ta dissous pour que ces éléments puissent améliorer suffisamment la résilience.

On exige donc 0,25≤ (Nb + Ta)/(C + N)≤ 8 pour obtenir une résilience à 20°C de l'ordre de 50 J/cm ² ou davantage.

Sa teneur en Co est comprise entre des traces et 0,5%. Cet élément est, comme Cu, susceptible d'aider à l'austénitisation. Mais il ne faut pas en mettre trop pour ne pas détériorer l'aptitude au soudage si l'acier est destiné à être transformé en pièce devant être soudée. Dans le cas contraire, une teneur en Co de 2,0% au maximum est acceptable, à condition, comme on l'a dit, de ne pas dépasser une teneur totale en Cu + Co de 2,0% et une teneur totale en Cu + Co + Ni de 4,0%, pour ne pas se retrouver avec une teneur trop élevée en austénite résiduelle.

Sa teneur en Sn est comprise entre des traces et 0,05%. Cet élément n'est pas désiré car il est néfaste pour la soudabilité et la capacité de l'acier à être transformé à chaud. La limite de 0,05% est une tolérance qui, dans la pratique, correspondra le plus souvent à une absence d'ajout volontaire.

Sa teneur en B est comprise entre des traces et 0,1 %.

B n'est pas obligatoire, mais sa présence est avantageuse pour la trempabilité et pour la forgeabilité de l'austénite. Il facilite donc les mises en forme à chaud. Son addition au-dessus de 0,1 % n'apporte cependant pas d'amélioration supplémentaire significative sur ce point, et augmente les risques d'une précipitation sous forme de nitrures de bore, qui seraient défavorables à la mise en forme.

Sa teneur en H est comprise entre des traces et 5 ppm (0,0005%), de préférence pas plus de 1 ppm (0,0001 %) et, mieux, pas plus de 0.1 ppm (0,00001 %).

Une teneur excessive en H tend à fragiliser la martensite et la ferrite. Il faudra donc choisir un mode d'élaboration de l'acier à l'état liquide qui puisse assurer cette faible présence de H. Typiquement, des traitements assurant un dégazage poussé de l'acier liquide (par injection massive d'argon dans l'acier liquide sous pression atmosphérique, procédé bien connu dit « AOD », ou par un passage sous vide) sont recommandés.

Sa teneur en N est comprise entre des traces et 0,2%. N est une impureté dont les mêmes traitements qui permettent de réduire la teneur en H contribuent à limiter la présence, voire à la réduire sensiblement. Il n'est pas toujours nécessaire d'avoir une teneur en N particulièrement basse, mais il faut que sa teneur, considérée conjointement à celles d'éléments avec lesquels il peut se combiner pour former des nitrures ou carbonitrures, ne soit pas trop élevée. Cela se traduit par la relation 0,25≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8 vue plus haut, dont le respect contribue à procurer une résilience suffisante.

Sa teneur totale en terres rares et en Y est comprise entre des traces et 0,06%.

Les terres rares et Y améliorent les propriétés de résistance à l'Oxydation (cinétique d'oxydation plus faible, donc moins d'oxyde formé), ce qui peut être un avantage lors de la mise en forme à chaud. En revanche, si elles sont présentes en quantités importantes, les inclusions non-métalliques qu'ils forment génèrent de graves problèmes à la coulée, ou, plus en aval, lors du décapage, du fait de la grande réactivité des terres rares et de Y. On limite l'ajout éventuel total de terres rares et d'Y à 0,06%. Le prix de ces éléments fait qu'il est, de toute façon, généralement préférable d'avoir recours à des éléments plus courants, tels que Al ou Si, pour assurer la désoxydation.

Il doit être entendu que les tôles préparées selon l'invention peuvent être des tôles revêtues, le revêtement (généralement par du Zn, ou de l'Ai, ou des alliages dont l'un et/ou l'autre sont parmi les composants principaux) pouvant avoir lieu avant ou après la mise en forme de la tôle. Les techniques de revêtement employables ne diffèrent pas de celles pratiquées habituellement sur les aciers (immersion dans un bain fondu d'AI, ou de Zn, ou de l'un de leurs alliages, électrodéposition, CVD/PVD). Ce revêtement, d'épaisseur typiquement de 1 à 200 μηι et présent sur une ou deux faces de la tôle, peut avoir été déposé par toute technique classiquement utilisée à cet effet. Il faut simplement que, s'il a été déposé avant l'austénitisation, il ne s'évapore pas lors du séjour de la tôle aux températures d'austénitisation, ce qui peut parfois arriver même si ce séjour est court.

Le choix et l'optimisation des caractéristiques du revêtement et de son mode de dépôt, pour que ces conditions soient remplies, ne vont pas au-delà de ce que sait faire l'homme du métier, lorsqu'il est amené à mettre en forme de façon classique des tôles d'acier inoxydable déjà revêtues. Si le revêtement a lieu avant l'austénitisation, on pourra, cependant, privilégier les revêtements à base d'AI par rapport à ceux à base de Zn, comme l'Ai a moins tendance que Zn à s'évaporer aux températures d'austénitisation.

L'acier présentant la composition selon l'invention est élaboré, coulé et transformé à chaud de façon conventionnelle, par exemple mis sous forme de tôles laminées à chaud et/ou à froid dans une gamme typique d'épaisseur allant de 0,5 mm à 12 mm. Cependant, dans l'application privilégiée de l'invention aux tôles pour automobiles, l'épaisseur préférée sera dans la gamme 0,5 à 4 mm.

Puis, selon l'invention, le produit transformé ainsi obtenu subit d'abord une austénitisation, qui le porte dans une gamme de températures comprise entre la température Ac1 d'apparition de l'austénite lors du chauffage et 1 100°C, idéalement entre Ac1 + 100°C et 1050°C, pendant une durée variant de 10 s à 1 h pour à la fois garantir une austénitisation complète et limiter l'oxydation du produit ainsi que le coût en énergie de l'austénitisation. Il doit être entendu que cette température d'austénitisation doit concerner l'ensemble du volume de la tôle, et que le traitement doit être suffisamment long pour que, compte tenu de l'épaisseur de la tôle et de la cinétique de la transformation, l'austénitisation soit complète dans tout ce volume. Cela est, bien entendu, valable pour un demi-produit différent d'une tôle.

Le four où a lieu l'austénitisation peut être un four classique ou un four à induction qui permet un chauffage rapide et homogène, mais les vitesses de réchauffage doivent être supérieures à 5 °C/s pour éviter une coalescence des précipités de carbure déjà présents, ce qui ralentirait leur dissolution pendant l'austénitisation. La volonté de ne pas imposer une trop longue durée totale à l'étape d'austénitisation motive aussi cette vitesse de chauffage minimale. L'atmosphère est, dans le cas standard, de l'air, et les conditions de durée et de température sont optimisées pour limiter l'oxydation tout en garantissant l'austénitisation complète.

Il est, cependant, préférable d'éviter de réaliser cette austénitisation dans une atmosphère oxydante telle que l'air, pour éviter plus assurément une oxydation et/ou une décarburation superficielle importantes de la tôle dans l'atmosphère de chauffage. Une oxydation superficielle conduirait à la nécessité de décalaminer la tôle mécaniquement ou chimiquement avant sa mise en forme pour éviter une incrustation de calamine dans la surface de la tôle, et entraînerait une perte de matière et une dégradation de l'aspect final de la surface de la pièce formée. Une décarburation excessive en peau sur une profondeur de quelques dizaines de μηι diminuerait la dureté et la résistance à la traction de la tôle. Les risques d'observer une oxydation et/ou une décarburation significative dépendent, de manière connue, non seulement de la température d'austénitisation, mais aussi de l'atmosphère de traitement du four. Une atmosphère non oxydante, donc neutre ou réductrice (azote, argon, CO, hydrogène et leurs mélanges), de préférence à l'air, permet d'augmenter sans dommage la température de traitement, ce qui permet d'assurer une austénitisation complète en un minimum de temps. Si on utilise une atmosphère hydrogénée, il faut s'assurer qu'elle ne conduirait pas à une reprise d'hydrogène par le métal qui lui ferait dépasser les limites prescrites plus haut.

Typiquement, l'austénitisation a lieu à une température comprise entre 925°C et 1000°C pendant une durée de 10 s à 1 h (cette durée étant celle que la tôle passe au- dessus de Ac1 ), de préférence entre 2 min et 10 min pour un chauffage dans un four classique et entre 30 s et 1 min pour un four à induction. Un four à induction présente l'avantage, connu en lui-même, de procurer un réchauffage rapide jusqu'à la température nominale d'austénitisation. De plus, il concerne d'emblée l'ensemble du volume de la tôle, et autorise donc un traitement plus court qu'un four classique pour parvenir au résultat recherché. Ces températures et durées permettent d'assurer que la suite des traitements conduira à une formation suffisante de martensite, et ce pour une durée raisonnable autorisant une bonne productivité du procédé.

Le but de cette austénitisation est de faire passer l'ensemble du métal de la microstructure ferrite + carbures initiale à une microstructure austénitique contenant au maximum 0,5% de carbures en fraction volumique, et au maximum 20% de ferrite résiduelle en fraction volumique. Un but de cette austénitisation est, notamment, de conduire à une dissolution d'au moins la majorité des carbures initialement présents, de façon à libérer des atomes de C pour former la structure martensitique lors des étapes suivantes du procédé. La teneur maximale en ferrite résiduelle de 20%, qui doit subsister jusque sur le produit final, est justifiée par la résilience et la limite élastique conventionnelle que l'on veut obtenir. La durée de l'austénitisation est ajustée de façon à ce que cette microstructure soit obtenue dans l'ensemble de l'acier traité, et peut donc varier selon les dimensions précises du demi-produit à ce stade. L'homme du métier peut aisément réaliser cet ajustement par des modélisations et/ou des expériences conduites sur l'installation dont il dispose, pour un demi-produit de formes et dimensions données.

La température Ac1 dépend de la composition chimique, et aussi de la vitesse de chauffe. Elle est mesurée, comme cela est connu, en suivant la dilatation d'un échantillon lors d'un chauffage effectué à une vitesse de chauffe prédéfinie située entre 10 et 100°C/s. Ac1 est la première température à laquelle la pente de la courbe « température = f(temps) » s'annule, et qui correspond donc à l'apparition de la phase austénitique. Il doit être entendu que dans l'invention, la température Ac1 est celle qui est obtenue expérimentalement sur le demi-produit ayant la composition requise, mais Ac1 est une grandeur ne dépendant pas de la dimension du demi-produit, mais seulement de sa composition, pour l'essentiel. Puis après cette austénitisation, selon l'invention les demi-produits sont trempés, à partir de la température d'austénitisation, soit à l'air libre, calme ou puisé, soit en les plongeant dans un bac d'eau ou d'huile à la température ambiante, soit dans les outils de mise en forme dans le cas de l'utilisation d'un procédé de formage à chaud tel que l'emboutissage à chaud. L'objectif est d'obtenir, dans tout le volume du demi-produit, une vitesse de refroidissement comprise entre 0,5 et 1000°C/s jusqu'à une température inférieure à la température Ms de début de la transformation martensitique, qui est typiquement d'environ 300°C, puis un refroidissement entre 0,5 et 20°C/s jusqu'à température ambiante. Ms dépend de la composition de l'acier et peut être déterminée, de façon classique, par des formules et des modélisations ou des essais dilatométriques. Voir, par exemple, le document "F.B. Pickering, Physical Metallurgical Development of Stainless Steels", Stainless Steels '84, pp2-28, The Institute of Metals, London, 1985. Un refroidissement jusqu'à la température ambiante est le cas le plus habituel, un contrôle particulier de la vitesse de refroidissement en-dessous de Ms n'étant pas nécessaire.

On obtient ainsi un produit final, par exemple sous forme d'une tôle, destiné à être utilisée dans une structure pour absorber au mieux l'énergie due au crash tout en résistant à la rupture par choc et qui présente typiquement les propriétés suivantes à la température ambiante :

- Résistance à la traction Rm : au moins 900 MPa ;

- Limite élastique conventionnelle Rp _0,2 : au moins 700 MPa ;

- Allongement à la rupture A : au moins 5%, mesuré suivant la norme ISO 6892 ;

- Résilience préférée si possible : pour les états ou le taux de martensite est supérieur à 75% au moins 50 J/cm ² à 20°C ;

- Capacité d'angle de pliage, mesurée sur un échantillon d'épaisseur 1 ,5 mm selon la norme VDA 238-100 : au moins 50°.

- Capacité d'absorption en essai de choc mesurée par la relation (Rm x angle de pliage / 180°) supérieure à 450, où Rm est exprimé en MPa et l'angle de pliage en degrés, mesuré selon la norme VDA 238-100 sur un échantillon d'épaisseur 1 ,5mm.

Ces propriétés sont obtenues grâce à la combinaison de la composition de l'acier précité et d'une microstructure convenable de cet acier, obtenue grâce au traitement d'austénitisation-trempe décrit, qui est martensitique à au moins 75%, et contient au plus 20% de ferrite dont la taille des grains est de 1 à 80 μηι, de préférence entre 5 et 40 μηι, et une fraction volumique de carbures d'au plus 0,5%. La fraction d'austénite résiduelle qui peut être tolérée après la trempe est donc d'au plus 5% environ, correspondant C _{iil l'iitt} om _p osons seonnvenon

sensiblement à la différence entre 100% et la somme des fractions de martensite, de ferrite et de carbures.

Egalement, un traitement thermique supplémentaire peut être effectué sur la pièce finale, donc après le refroidissement à l'ambiante, pour améliorer son allongement à la rupture et le porter à une valeur de plus de 10% et sans réduire les caractéristiques mécaniques et la capacité en pliage. Ce traitement consiste à faire séjourner la pièce finale entre 90°C et 250°C pendant 10 s à 1 h. Ce traitement supplémentaire peut être subi aussi lors d'un durcissement par recuit peinture (bake hardening), dont les températures et les durées sont dans cette gamme, typiquement 180°C et 20 min. Ces traitements et le refroidissement qui suit sont effectués sous air calme, donc à une vitesse de refroidissement de l'ordre de quelques °C/s.

Le tableau 1 qui suit montre des compositions d'aciers auxquels on a appliqué, après une élaboration et un laminage à chaud effectués dans des conditions semblables et classiques, puis un recuit en four sous atmosphère inerte d'hydrogène effectué à 800°C pendant 5 heures sur le produit laminé à chaud, puis un laminage à froid jusqu'à 1 ,5mm :

- soit le traitement de référence suivant : recuit à 800°C pendant 15 min, sans trempe, suivi d'un décapage.

soit le traitement thermique suivant selon l'invention : montée à 950°C à une vitesse de chauffage de 20°C/s, austénitisation à 950°C pendant 5 min, trempe jusqu'à 300°C à un vitesse de refroidissement de 10°C/s à l'air puisé ; ce traitement pouvant ou non être précédé du traitement de référence et d'un décapage.

Les teneurs sont données en % pondéraux. Les éléments non mentionnés ne sont présents qu'à l'état de traces résultant de l'élaboration.

Aciers C N Cr Mn Ni Cu Si S P Nb B Mo W

1 0,022 0,015 1 1 ,5 0,60 0,5 0,1 0,56 0,002 0,020 0,050 0,001 0,10 0,001

2 0,05 0,035 1 1 ,0 0,50 0,4 0,1 0,36 0,001 0,034 0,052 0,001 0,10 0,001

3 0,06 0,017 1 1 ,4 0,40 0,3 0,1 0,31 0,001 0,023 0,099 0,001 0,20 0,001

4 0,07 0,010 1 1 ,2 0,50 0,4 0,05 0,36 0,006 0,022 0,104 0,001 0,15 0,005

5 0,10 0,030 12,0 0,35 0, 10 0,04 0,40 0,006 0,022 0,106 0,001 0,16 0,005

6 0,24 0,080 1 1 ,1 0,30 0, 16 0,05 0,42 0,008 0,016 0, 15 0,003 0,20 0,005

7 0,06 0,010 1 1 ,1 0,50 0,40 0,3 0,35 0,0015 0,0016 0, 10 0,001 0,25 0,002

8 0,14 0,050 1 1 ,1 0,45 0,40 0,3 0,35 0,005 0,025 0, 14 0,001 0,20 0,005

_iit ns s sesc _{> i} 14

i _it nonnve

C _{ééii dft} om _p osonse _rr ence

9 0,22 0,001 0J> 1 ,20 0,02 0,001 0,25 0,004 0,019 0,001 0,003 0,01 0,001

10 0,10 0,001 (L3 1 ,30 0,02 0,001 0,50 0,006 0,010 0,01 0,001 0,05 0,001

1 1 0,12 0,002 10 2, 10 0,03 0,001 0,75 0,002 0,016 0,01 0,005 0,01 0,001

C C _{ééiil l'iiii dfttt} om _p osons seonnvenonom _p osonse _rr ences

12 0,25 0,001 0,05 1 ,40 0,02 0,001 0,40 0,005 0,008 0,01 0,005 0,02 0,001

13 0.37 0,004 0J> 1 ,40 0,04 0,001 0,70 0,005 0,0015 0,05 0,005 0,015 0,001

14 0,048 0,015 14,3 0,90 1 ,5 0,2 0,35 0,005 0,025 0,01 0,001 0,29 0,001

15 0.009 0,010 12,0 0,22 0, 10 0,3 0,40 0,001 0,030 0,001 0,001 0,30 0,001

Aciers Ti V Al 0 Co Zr H Ca Ta

1 0,005 0, 10 0,002 0,001 0,05 0,001 0,00002 0,0005 0,02

2 0,005 traces 0,002 0,001 0,05 0,005 0,00002 0,0005 0,001

3 0,077 traces 0,002 0,001 0,05 0,001 0,00002 0,0005 0,001

4 0,004 0, 10 0,002 0,001 0,05 0,001 0,00002 0,0005 0,001

5 0,006 0, 10 0,002 0,001 0,02 0,001 0,00002 0,0005 0,001

6 0,005 0,08 0,002 0,001 0,001 0,001 0,00002 0,0005 0,001

7 0,01 0,03 0,002 0,001 0,001 0,001 0,00002 0,0005 0,001

8 0,004 0,07 0,002 0,001 0,02 0,002 0,00002 0,0005 0,001

9 0,01 0,004 0,003 0,001 0,03 0,002 0,00002 0,0005 0,001

10 0,01 0,05 0,001 0,001 0,001 0,001 0,00002 0,0005 0,001

1 1 0,07 0,04 0,001 0,001 0,001 0,001 0,00002 0,0005 0,001

12 0,05 0,06 0,001 0,001 0,001 0,001 0,00002 0,0005 0,001

13 0,004 0,05 0,001 0,001 0,001 0,001 0,00002 0,0005 0,001

14 0,04 0,05 0,001 0,001 0,02 0,001 0,00002 0,0005 0,02

15 0,20 0,02 0,001 0,001 0,02 0,001 0,00002 0,0005 0,001

Tableau 1 : Compositions des échantillons d'essai

Le tableau 2 montre, pour les aciers du tableau 1 , comment ils satisfont ou non les relations exigées par l'invention. Les valeurs hors invention sont soulignées.

W+2Mo 0,25 < (Nb+Ta)/(C+N) 0,2% < Mn+Si Mn ^* S ^* 10000 (Mn+Ni) Ti+Zr+V

Aciers

<2% < 8 < 1 ,5% < 40 -[Cr-10.3-80 ^* (C+N) ² ] > 0 <0,5%

1 0,201 1 ,89 1 , 16 12 0,01 0,106 o 2 0,201 0,62 0,86 5 0,78 0,010

3 0,401 1 ,30 0,71 4 0,07 0,078

4 0,305 1 ,31 0,86 30 0,52 0,105

5 0,325 0,82 0,75 21 0, 10 0,107

6 0,405 0,47 0,72 24 7,85 0,086

E

o

O 7 0,502 1 ,44 0,85 7,5 0,49 0,041

8 0,405 0,74 0,80 22,5 2,94 0,076 15

C _{ii dt} onseom _p os

C _{iit s} ons som _p o _i

Tableau 2 : Relations entre différents éléments selon l'invention, pour les échantillons testés

Le tableau 3 montre les structures métallurgiques obtenues après les traitements thermiques effectués sur les différents aciers du tableau 1 . Les valeurs soulignées sont celles qui font que les exemples concernés ne sont pas considérés comme conformes à l'invention, du point de vue de leur microstructure.

Taille de grain

Traitement Carbures Ferrite Martensite

Aciers ferritique

Thermique (%) (%) (um) (%)

1 950°C, 5 min 0,001 15 30 84,999

2 950°C, 5 min 0,001 17 25 82,999

3 950°C, 5 min 0,005 1 10 98,995

4 950°C, 5 min 0,005 2 5 97,995

o 5 950°C, 5 min 0,005 1 10 98,995

ω 6 950°C, 5 min 0,005 3 10 96,995

>

7 950°C, 5 min 0,005 2 5 97,995

o

ω 8 950°C, 5 min 0,005 0 - 99,995

Référence

1 (hors 0,01 99,99 35 0,000

invention)

950°C, 2 h

1 (hors 0,001 13 130 86,999

invention)

référence

3 (hors 0,01 99,99 60 0,000

invention)

référence

8 (hors 0,02 99,98 30 0,000

invention)

9 950°C, 5 min 0,005 1 25 98,995

référence

9 (hors 0,01 99,99 20 0,000

invention)

référence

10 (hors 0,01 99,99 30 0,000

invention)

11 950°C, 5 min 0,02 10 50 89,980 C C _{ééiil l'iiii dfttt} om _p osons seonnvenonom _p osonse _rr ence

Tableau 3 : Caractéristiques microstructurales des aciers du tableau 1 après traitements thermiques

Le tableau 4 montre les propriétés des exemples selon invention, et celles des exemples de référence qui ne satisfont pas toutes les relations et n'atteignent pas toutes les propriétés que l'invention vise à obtenir. Les valeurs soulignées sont celles qui ne sont pas satisfaisantes au regard des critères cités plus haut. On n'a pas effectué d'essais de résilience sur les aciers qui présentaient une teneur en martensite insuffisante qui les plaçait de toute façon hors de l'invention.

Résilience (J/cm ² ) à 20°C

Traitement Rm Angle de pour nuance

Aciers Rpo, ₂ (MPa) A(%) Rm ^* Angle/180°

thermique (MPa) pliage (°) martensitique

>75% en volume

1 950°C, 5 min 720 910 6 135 683 90

2 950°C 5 min 760 1030 10 1 15 658 55

3 950°C 5 min 750 990 8 1 10 605 65

4 950°C 5 min 870 1 130 9 100 628 70

5 950°C 5 min 850 1 170 8 85 553 60

6 950°C 5 min 1200 1800 7 50 500 55

7 950°C 5 min 900 1 100 9 95 581 70

8 950°C 5 min 1200 1500 5 55 458 55

1 référence 390 475 26 135 356 NA

950°C 2 h (hors

1 720 790 4 80 351 70 invention)

référence (hors

3 285 505 30 125 351 NA invention)

référence (hors

8 290 520 25 120 347 NA invention)

9 950°C 5 min 1050 1500 5 50 417 50 référence (hors

9 350 500 15 120 333 NA invention)

référence (hors

10 400 550 16 120 367 NA invention)

1 1 950°C 5 min 800 1000 6 75 417 45

12 950°C 5 min 1 100 1500 3 50 417 45

13 950°C 5 min 1400 1760 3 45 440 40

14 950°C 5 min 700 900 5 55 275 NA 15 950°C 5 min 200 380 25 135 285 NA

Tableau 4 : Propriétés mécaniques et en pliage des échantillons testés

On peut principalement déduire de ces résultats les remarques suivantes.

Les aciers de référence 9 à 13 sont des aciers martensitiques non inoxydables (donc n'appartenant pas à la classe des aciers de l'invention et des autres aciers de référence 14 et 15) de type connu, d'emploi courant dans le domaine de l'automobile. On les a testés dans la perspective de montrer comment les propriétés des aciers de l'invention se situaient par rapport aux leurs.

Les aciers de référence 9 à 12 ont des compositions conformes à l'invention sur les éléments autres que Cr pris isolément. Mais ils ne contiennent pas assez de Nb + Ta par rapport à la somme C + N, pas assez de Mn + Si (sauf le 9, et de justesse) et trop de Mn par rapport au S. Ceux qui ont subi un traitement thermique conforme à l'invention, à 950°C pendant 5 min, se retrouvent néanmoins avec une microstructure convenable. Leurs angles de pliage à l'état martensitique sont corrects, mais en même temps leur Rm n'est pas assez élevée pour leur procurer une capacité d'absorption en essai de choc qui correspondrait aux attentes. Quant à ceux qui ont subi le traitement thermique de référence, ils se retrouvent avec une microstructure ferritique : leur angle de pliage est élevé (120°) mais la Rm étant faible du fait de l'absence de martensite, la capacité d'absorption en essai de choc est très inférieure à l'objectif.

L'acier de référence 13 a, de plus, une teneur en C trop élevée. Comme on pouvait s'y attendre, l'angle de pliage est encore moindre que ceux des autres exemples d'aciers martensitiques non inoxydables qui ont subi le même traitement thermique. Lors de l'essai de choc, sa Rm très élevée ne compense pas cette médiocre aptitude au pliage.

Les aciers de référence 14 et 15 sont des inoxydables martensitiques.

Le 14 a une teneur en C mesurée qui n'est que de très peu inférieure au minimum requis par l'invention, et qui pourrait être assimilée à ce minimum. En revanche il ne respecte pas la relation liant Mn, Ni, Cr, C et N. A l'issue du traitement thermique effectué dans des conditions qui seraient conformes à l'invention, il se retrouve avec une teneur en ferrite trop élevée. En conséquence, si son angle de pliage est correct, sa Rm n'est, et de loin, pas assez élevée pour assurer une capacité d'absorption en essai de choc suffisante. L'acier 15 de référence a une teneur en C franchement inférieure à ce qu'exige l'invention, qui lui procure après le traitement thermique une microstructure quasi- intégralement ferritique. La quasi-absence de Nb et de Ta lui procure un rapport (Nb + Ta)/(C + N) plus faible que ce que requiert l'invention. La relation liant Mn, Ni, Cr, C et N n'est pas respectée, non plus, ce qui contribue au caractère très ferritique de la microstructure. En conséquence, Rm et Rp0,2 sont très médiocres, et malgré un angle de pliage très élevé, la capacité d'absorption en essai de choc est insuffisante.

L'acier 1 , dont la composition est conforme à l'invention, a subi trois traitements thermiques différents.

Le traitement à 950°C pendant 5 min suivi d'une trempe est conforme à l'invention. Le résultat est un acier qui est conforme aux exigences de l'invention sur tous les points. En particulier, son angle de pliage de 135° est très élevé, et comme sa Rm est correcte, sa capacité d'absorption en essai de choc est excellente.

Le traitement thermique de référence appliqué à cet acier 1 a également permis d'obtenir cet angle de pliage élevé. Mais Rm est très insuffisante (comme Rp ₀ ,2) , et la capacité d'absorption en essai de choc est franchement insuffisante.

Le traitement thermique à 950°C pendant 2h suivi d'une trempe appliqué à cet acier n'est pas satisfaisant non plus. Sa durée élevée a conduit à une augmentation excessive de la taille des grains ferritiques (130 μηι contre 30 μηι pour le traitement selon l'invention et 35 μηι pour le traitement de référence, effectué à une température plus faible mais pendant plus longtemps que le traitement selon l'invention). La conséquence en a été que l'acier présente un angle de pliage moindre qu'avec le traitement selon l'invention, et surtout une Rm et un allongement à la rupture A insuffisants. La capacité d'absorption en essai de choc est donc non conforme aux exigences de l'invention.

Ces résultats d'essais sur l'acier 1 montrent que c'est bien le couplage entre la composition de l'acier et le traitement thermique d'austénitisation et de trempe dans les conditions précises exigées qui est important pour obtenir les résultats recherchés en termes de capacité d'absorption des chocs. Et de propriétés mécaniques satisfaisantes.

L'acier 3 selon l'invention a lui aussi subi des traitements thermiques différents, l'un selon l'invention à 950°C pendant 5 min, l'autre conforme au traitement de référence. Le traitement selon l'invention a permis d'obtenir sur l'acier 3 des propriétés satisfaisantes à tous points de vue au regard des objectifs visés, avec une structure quasiment entièrement martensitique, à relier à la plus faible présence de Si que dans l'acier 1 , et une faible taille de grains ferritiques. Mais comme pour l'acier 1 , le traitement thermique de référence n'a conduit qu'à des propriétés Rp _0,2 et Rm médiocres, insuffisantes pour assurer une bonne capacité d'absorption des chocs malgré une aptitude au pliage élevée.

L'acier 8 selon l'invention, qui est relativement riche en C, Nb et V, a lui aussi subi les mêmes deux traitements thermiques que l'acier 3. Avec le traitement selon l'invention, sa structure est intégralement martensitique. Son allongement à la rupture et son angle de pliage sont seulement corrects, mais sa Rm élevée lui procure une capacité d'absorption des chocs suffisante. Si on lui applique le traitement thermique de référence, sa structure est intégralement ferritique. L'angle de pliage élevé n'est pas accompagné par une Rm suffisante pour que la capacité d'absorption des chocs soit convenable.

L'acier 6 selon l'invention se distingue des autres exemples par une teneur en C de 0,24%, donc encore plus élevée que celle de l'acier 8. Sa structure est presque exclusivement martensitique après l'application du traitement thermique selon l'invention. Son angle de pliage est juste suffisant du fait de la teneur en C élevée qui n'est pas dans la gamme préférée pour l'invention, mais sa Rm très élevée lui procure néanmoins une bonne capacité d'absorption des chocs.