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

La présente invention concerne un procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée homogène dans chacune des zones de ladite pièce, et présentant de hautes caractéristiques mécaniques.

Afin de répondre aux exigences d'allégement des structures automobiles, il est connu d'utiliser soit les aciers TRIP (ce terme signifiant transformation induced plasticity), soit les aciers dual phase qui allient une très haute résistance mécanique à des possibilités très élevées de déformation. Les aciers TRIP ont une microstructure composée de ferrite, d'austénite résiduelle, et éventuellement de bainite et de martensite, qui leur permet d'atteindre des résistances à la traction allant de 600 à 1000 MPa. Les aciers dual-phase ont une microstructure composée de ferrite et de martensite, qui leur permet d'atteindre des résistances à la traction allant de 400 MPa à plus de 1200 MPa.

Ces types d'aciers sont largement utilisés pour la réalisation de pièces d'absorption d'énergie, comme par exemple des pièces de structure et de sécurité telles que les longerons, les traverses et les renforts.

Habituellement pour fabriquer ce type de pièces, on procède au formage à froid, par exemple par emboutissage entre outils, d'un flan découpé dans une bande laminée à froid en acier dual phase, ou en acier TRIP.

Cependant, le développement des pièces en acier dual phase ou en acier TRIP est limité du fait de la difficulté à maîtriser le retour élastique de la pièce mise en forme, retour élastique qui est d'autant plus important que la résistance à la traction Rm de l'acier est importante. En effet, pour pallier l'effet du retour élastique, les constructeurs automobiles sont obligés d'intégrer ce paramètre lors de la conception de nouvelles pièces, ce qui d'une part, nécessite de nombreux développements, et d'autre part, limite l'étendue des formes réalisables. En outre, en cas de déformation importante, la microstructure de l'acier n'est plus homogène dans chacune des zones de la pièce, et le comportement de la pièce en service est difficilement prévisible. Par exemple, lors de la mise en forme à froid d'une tôle en acier TRIP, l'austénite résiduelle se transforme en martensite sous l'effet de la déformation. La déformation n'étant pas homogène

dans toute la pièce, certaines zones de la pièce comporteront encore de l'austénite résiduelle non transformée en martensite et présentant par conséquent une ductilité résiduelle importante, alors que d'autres zones de la pièce ayant subi une déformation importante présenteront une structure ferrito- martensitique comprenant éventuellement de la bainite peu ductile.

Le but de la présente invention est donc remédier aux inconvénients précités, et de proposer un procédé de fabrication d'une pièce en acier comprenant de la ferrite et présentant une microstructure multi-phasée homogène dans chacune des zones de ladite pièce, et ne présentant pas de retour élastique après mise en forme d'un flan issu d'une bande en acier dont la composition est typique de celle des aciers de microstructure muti-phasée.

A cet effet, l'invention a pour premier objet un procédé de fabrication d'une pièce en acier présentant ^' une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des zones de ladite pièce, comprenant les étapes consistant à :

- découper un flan dans une bande en acier dont la composition est constituée en % en poids :

0,01 < C < 0,50 % 0,50 < Mn < 3,0 % 0,001 < Si < 3,0 %

0,005 < Al < 3,0 % Mo < 1 ,0 % Cr < 1 ,5 % P < 0,10 % Ti < 0, 15 %

V £ 1 ,0 %, à titre optionnel, un ou plusieurs éléments tels que Ni < 2,0 % Cu < 2,0 % S < 0,05 %

Nb < 0,15 % le reste de la composition étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration,

- éventuellement pré-déformer à froid ledit flan,

- chauffer ledit flan jusqu'à atteindre une température de maintien T1 supérieure à Ad mais inférieure à Ac3, et le maintenir à cette température de maintien T1 pendant un temps de maintien M ajusté de manière à ce que l'acier après chauffage du flan comprenne une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique,

- transférer ledit flan chauffé au sein d'un outillage de mise en forme de manière à former à chaud ladite pièce, et

- refroidir la pièce au sein de l'outillage avec une vitesse de refroidissement V telle que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce soit une microstructure multi-phasée, ladite microstructure comprenant de la ferrite et étant homogène dans chacune des zones de ladite pièce.

Pour déterminer les % surfaciques des différentes phases présentes dans une microstructure (phase ferritique, phase austénitique...), on mesure l'aire des différentes phases dans une coupe réalisée suivant un plan perpendiculaire au plan de la bande (ce plan pourra être parallèle à la direction de laminage, ou parallèle à la direction transverse au laminage). Les différentes phases recherchées sont révélées par une attaque chimique adaptée en fonction de leur nature. Au sens de la présente invention, on entend par outil de mise en forme, tout outil qui permet d'obtenir une pièce à partir d'un flan, comme par exemple un outil d'emboutissage. Cela exclut donc les outils de laminage à froid, ou à chaud.

Les inventeurs ont mis en évidence qu'en chauffant le flan à une température de maintien T1 comprise entre Ad et Ac3, on obtient, sous réserve que la vitesse de refroidissement soit suffisante, une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite présentant des propriétés mécaniques homogènes quelle que soit la vitesse de refroidissement du flan entre les outils. L'homogénéité des propriété mécaniques est définie au sens de l'invention par une dispersion de la résistance à la traction Rm dans un domaine de vitesses de refroidissement variant de 10 à 100 ⁰ CVs inférieur à 25%. En effet, les inventeurs ont constaté, qu'en faisant subir au flan un traitement thermique dans le domaine intercritique, alors Rm (100°C/s) - Rm (10°C/s°) / Rm ₍ 100°C/s) < 0,25, Rm (100°C/s) étant la résistance à la traction de la pièce

refroidie à 100°C/s, et Rm (10°C/s) étant la résistance à la traction de la pièce refroidie à 10°C/s.

L'invention a pour deuxième objet une pièce en acier comprenant de la ferrite et présentant une microstructure multi-phasée homogène dans chacune des zones de ladite pièce, pouvant être obtenue par ledit procédé.

Enfin l'invention a pour troisième objet un véhicule terrestre à moteur comprenant ladite pièce.

Les caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront mieux au cours de la description qui va suivre, donnée à titre d'exemple non limitatif, en référence à la figure 1 annexée sur laquelle :

- la figure 1 est une photographie d'une pièce obtenue par mise en forme à froid (référence G) et d'une pièce obtenue par mise en forme à chaud (référence A).

Le procédé selon l'invention consiste à mettre en forme à chaud, dans une certaine gamme de température, un flan préalablement découpé dans une bande en acier dont la composition est typique de celle des aciers de microstructure multi-phasée, mais qui au départ ne possède pas forcément une structure multi-phasée, pour former une pièce en acier qui acquière une microstructure multi-phasée lors de son refroidissement entre les outils de mise en forme. Les inventeurs ont par ailleurs mis en évidence que sous réserve que la vitesse de refroidissement soit suffisante, une microstructure multi-phasée homogène pouvait être obtenue quelque soit la vitesse de refroidissement du flan entre les outils.

L'intérêt de cette invention réside dans le fait que l'on n'est pas tenu de former la microstructure multi-phasée au stade de la fabrication de la tôle à chaud, ou de son revêtement, et que le fait de la former au stade de la fabrication de la pièce, par mise en forme à chaud, permet de garantir une microstructure multi-phasée finale homogène dans chacune des zones de la pièce, ce qui est avantageux dans le cas d'une utilisation pour pièces d'absorption d'énergie, car la microstructure n'est pas altérée comme c'est le cas lors de la mise en forme à froid de pièces en acier dual-phase ou en acier

TRIP.

Les inventeurs ont en effet vérifié que la capacité d'absorption d'énergie d'une pièce, déterminée par la résistance à la traction multipliée par l'allongement (Rm x A), est plus importante lorsque la pièce a été obtenue

selon l'invention que lorsqu'elle a été obtenue par formage à froid d'un flan en acier dual phase ou en acier TRIP. En effet, le formage à froid consomme une partie de la capacité d'absorption d'énergie.

En outre, en procédant à une mise en forme à chaud, le retour élastique de la pièce devient négligeable, alors qu'il est très important dans le cadre d'une mise en forme à froid. Il est d'ailleurs d'autant plus important que la résistance à la traction Rm de l'acier augmente, ce qui constitue un frein à l'utilisation des aciers à très haute résistance.

Un autre avantage de l'invention réside dans le fait que la mise en forme à chaud conduit à une aptitude à la mise en forme nettement plus élevée qu'à froid. On peut ainsi accéder à une variété de formes plus larges et envisager de nouvelles conceptions de pièces tout en conservant des compositions d'acier dont les caractéristiques, comme par exemple la soudabilité, sont connues.

La pièce obtenue présente une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite à une proportion de préférence supérieure ou égale à 25 % surfacique, et au moins une des phases suivantes : martensite, bainite, austénite résiduelle. En effet, une proportion d'au moins 25 % surfacique de ferrite permet de conférer à l'acier une ductilité suffisante pour que les pièces formées présentent une capacité d'absorption d'énergie importante. Le flan en acier destiné à être mis en forme, par exemple par emboutissage, est préalablement découpé soit dans une bande en acier laminée à chaud, soit dans une bande en acier laminée à froid, l'acier étant constitué des éléments suivants :

- du carbone à une teneur comprise entre 0,01 et 0,50 % en poids. Cet élément est essentiel à l'obtention de bonnes caractéristiques mécaniques, mais ne doit pas être présent en quantité trop importante pour ne pas léser la soudabilité. Pour favoriser la trempabilité, et obtenir une limite d'élasticité Re suffisante, la teneur en carbone doit être supérieure ou égale à 0,01 % en poids. - du manganèse à une teneur comprise entre 0,50 et 3,0 % en poids. Le manganèse favorise la trempabilité, ce qui permet d'atteindre une limite d'élasticité Re élevée. Cependant, il faut éviter que l'acier ne comprenne trop de manganèse, pour éviter la ségrégation qui peut être mise en évidence dans les traitements thermiques qu'on évoquera

ultérieurement dans la description. En outre, un excès de manganèse empêche le soudage par étincelage si la quantité de silicium est insuffisante, et détériore l'aptitude à la galvanisation de l'acier. Le manganèse joue également un rôle dans l'inter-diffusion du fer et de l'aluminium, en cas de revêtement de l'acier par de l'aluminium ou un alliage d'aluminium.

- du silicium à une teneur comprise entre 0,001 et 3,0 % en poids. Le silicium améliore la limite d'élasticité Re de l'acier. Cependant au-delà de 3,0 % en poids, la galvanisation au trempé à chaud de l'acier devient difficile, et l'aspect du revêtement de zinc n'est pas satisfaisant.

- de l'aluminium à une teneur comprise entre 0,005 et 3,0 % en poids. L'aluminium stabilise la ferrite. Sa teneur doit rester inférieure à 3,0 % en poids pour éviter de détériorer la soudabilité due à la présence d'oxyde d'aluminium dans la zone soudée. Cependant, un minimum d'aluminium est requis pour désoxyder l'acier.

- du molybdène à une teneur inférieure ou égale à 1 ,0 % en poids. Le molybdène favorise la formation de martensite et, augmente la résistance à la corrosion. Cependant, un excès de molybdène peut favoriser le phénomène de fissuration à froid dans les zones soudées, et réduire la ténacité de l'acier.

- du chrome à une teneur inférieure ou égale à 1 ,5 % en poids. La teneur en chrome doit être limitée pour éviter les problèmes d'aspect de surface en cas de galvanisation de l'acier.

- du phosphore à une teneur inférieure ou égale à 0,10 % en poids. Le phosphore est ajouté pour permettre de réduire la quantité de carbone et améliorer la soudabilité, tout en maintenant un niveau équivalent de limite d'élasticité Re de l'acier. Cependant, au-delà de 0,10 % en poids, il fragilise l'acier en raison de l'augmentation du risque de défauts de ségrégation, et la soudabilité est détériorée. - du titane à une teneur inférieure ou égale à 0,20 % en poids. Le titane améliore la limite d'élasticité Re, cependant sa teneur doit être limitée à 0,20 % en poids pour éviter la dégradation de la ténacité.

- du vanadium à une teneur inférieure ou égale à 1 ,0 % en poids. Le vanadium améliore la limite d'élasticité Re par affinement du grain et

favorise la soudabilité de l'acier. Cependant, au delà de 1 ,0 % en poids, la ténacité de l'acier est détériorée et des fissures risquent d'apparaître dans les zones soudées.

- à titre optionnel, du nickel à une teneur inférieure ou égale à 2,0 % en poids. Le nickel augmente la limite d'élasticité Re. On limite généralement sa teneur à 2,0 % en poids en raison de son coût élevé.

- à titre optionnel, du cuivre à une teneur inférieure ou égale à 2,0 % en poids. Le cuivre augmente la limite d'élasticité Re, cependant un excès de cuivre favorise l'apparition de fissures lors du laminage à chaud, et dégrade la formabilité à chaud de l'acier.

- à titre optionnel, du soufre à une teneur inférieure ou égale à 0,05 % en poids. Le soufre est un élément ségrégeant dont la teneur doit être limitée afin d'éviter les fissures lors du laminage à chaud.

- à titre optionnel, du niobium à une teneur inférieure ou égale à 0,15 % en poids. Le niobium favorise la précipitation de carbonitrure, ce qui augmente la limite d'élasticité Re. Cependant, au-delà de 0,15 % en poids, la soudabilité et la formabilité à chaud sont dégradées. Le reste de la composition est constitué de fer et d'autres éléments que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration de l'acier, dans des proportions qui n'influent pas sur les propriétés recherchées.

Généralement, avant d'être découpées sous forme de flans, les bandes en acier sont protégées contre la corrosion par un revêtement métallique. Selon la destination finale de la pièce, ce revêtement métallique est choisi parmi les revêtements de zinc ou d'alliage de zinc (zinc-aluminium par exemple), et si l'on souhaite en plus une bonne tenue à la chaleur, les revêtements d'aluminium ou d'alliage d'aluminium (aluminium-silicium par exemple). Ces revêtements sont déposés d'une manière classique soit par trempé à chaud dans un bain de métal liquide, soit par électrodéposition, soit encore sous vide.

Pour mettre en œuvre le procédé de fabrication selon l'invention, on chauffe le flan d'acier pour le porter à une température de maintien T1 supérieure à Ad mais inférieure à Ac3, et on le maintient à cette température T1 pendant un temps de maintien M qu'on ajuste de manière à ce que l'acier,

après chauffage du flan, comprenne une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique.

Immédiatement après cette opération de chauffage et de maintien en température du flan d'acier, on transfère le flan chauffé au sein d'un outillage de mise en forme pour former une pièce, et la refroidir. Le refroidissement de la pièce au sein de l'outil de mise en forme est réalisé avec une vitesse de refroidissement V suffisante pour éviter que la totalité de l'austénite ne se transforme en ferrite, et afin que la microstructure de l'acier après refroidissement de la pièce soit une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite, et qui soit homogène dans chacune des zones de la pièce.

On entend par microstructure multi-phasée homogène dans chacune des zones de la pièce, une microstructure présentant une constance en termes de proportion et de morphologie dans chacune des zones de la pièce, et dans laquelle les différentes phases sont uniformément réparties. Pour que les vitesses de refroidissement V soient suffisantes, les outils de mise en forme peuvent être refroidis, par exemple par circulation de fluide.

En outre, l'effort de serrage de l'outil de mise en forme doit être suffisant pour assurer un contact intime entre le flan et l'outil, et assurer un refroidissement efficace et homogène de la pièce. De manière optionnelle, après avoir découpé le flan dans la bande d'acier, et avant de le chauffer, on peut éventuellement procéder à une prédéformation à froid du flan.

Une pré-déformation à froid du flan, en réalisant par exemple un profilage ou un léger emboutissage à froid du flan, avant mise en forme à chaud est avantageux dans la mesure où cela permet d'accéder à des pièces pouvant présenter une géométrie plus complexe.

Par ailleurs, l'obtention de certaines géométries en une seule opération de mise en forme n'est possible que si l'on raboute entre eux deux flans. Une pré-déformation à froid peut ainsi permettre d'obtenir une pièce d'un seul tenant, c'est à dire une pièce obtenue par mise en forme d'un seul flan.

Dans un premier mode de réalisation préféré de l'invention, on met en œuvre le procédé selon l'invention pour fabriquer une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée comprenant soit de la ferrite et de la

martensite, soit de la ferrite et de la bainite, soit encore de la ferrite, de la martensite et de la bainite.

Pour former cette microstructure, on adapte la composition de l'acier multi-phasé précédemment décrite, et en particulier la teneur en carbone, en silicium, en aluminium. Ainsi, l'acier comprend les éléments suivants :

- du carbone à une teneur de préférence comprise entre 0,01 et 0,25 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 0,08 et 0,15 %. La teneur en carbone est limitée à 0,25 % en poids pour limiter la formation de martensite et éviter ainsi la détérioration de la ductilité et de la formabilité.

- du manganèse à une teneur comprise de préférence entre 0,50 et 2,50 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 1 ,20 et 2,00 % en poids.

- du silicium à une teneur de préférence comprise entre 0,01 et 2,0 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 0,01 et 0,50 % en poids.

- de l'aluminium à une teneur de préférence comprise entre 0,005 et 1 ,5 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 0,005 et 1 ,0 % en poids. Il est préférable que la teneur en aluminium soit inférieure à 1 ,5 % en poids, de manière à éviter la dégradation de la soudabilité par étincelage due à la formation d'inclusions d'oxyde d'aluminium AI ₂ O ₃ .

- du molybdène à une teneur comprise de préférence entre 0,001 et 0,50 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 0,001 et 0,10 % en poids. - du chrome à une teneur de préférence inférieure ou égale à 1 ,0 % en poids, et plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,50 % en poids.

- du phosphore à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,10 % en poids.

- du titane à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,15 % en poids.

- du niobium à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,15 % en poids.

- du vanadium à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,25 % en poids.

Le reste de la composition est constitué de fer et d'autres éléments que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration de l'acier, dans des proportions qui n'influent pas sur les propriétés recherchées. Pour former une pièce en acier multi-phasée comprenant de la ferrite, et de la martensite et/ou de la bainite selon l'invention, on chauffe le flan à une température de maintien T1 supérieure à Ad mais inférieure à Ac3, de manière à contrôler la proportion d'austénite formée lors du chauffage du flan, et ne pas dépasser la limite supérieure préférentielle de 75 % surfacique d'austénite.

Une proportion d'austénite dans l'acier chauffé à une température de maintien T1 pendant un temps de maintien M, comprise entre 25 et 75 % surfacique offre un bon compromis en termes de résistance mécanique de l'acier après mise en forme et de régularité des caractéristiques mécaniques de l'acier grâce à la robustesse du procédé. En effet, au-delà de 25 % surfacique d'austénite, on forme suffisamment de phases durcissantes, comme par exemple la martensite et/ou la bainite, lors du refroidissement de l'acier, pour que la limite d'élasticité Re de l'acier après mise en forme soit suffisante. En revanche, au-delà de 75 % surfacique d'austénite, on contrôle difficilement la proportion d'austénite dans l'acier, et l'on risque de former trop de phases durcissantes lors du refroidissement de l'acier et par conséquent, de former une pièce en acier présentant un allongement à la rupture A insuffisant, ce qui nuira à la capacité d'absorption de l'énergie de la pièce.

Le temps de maintien du flan d'acier à la température de maintien T1 dépend essentiellement de l'épaisseur de la bande. Dans le cadre de la présente invention, l'épaisseur de la bande est typiquement comprise entre 0,3 et 3 mm. Par conséquent, pour former une proportion d'austénite comprise entre 25 et 75 % surfacique, le temps de maintien M est de préférence compris entre 10 et 1000 s. Si on maintient le flan d'acier à une température de maintien T1 pendant un temps de maintien M supérieure à 1000 s, les grains d'austénite grossissent et la limite d'élasticité Re de l'acier après mise en forme sera limitée. En outre, la trempabilité de l'acier se réduit et la surface de l'acier s'oxyde. En revanche, si on maintient le flan pendant un temps de maintien M inférieur à 10 s, la proportion d'austénite formée sera insuffisante, et la

proportion de martensïte et/ou de bainite formée lors du refroidissement de la pièce entre outil, sera insuffisante pour que la limite d'élasticité Re de l'acier soit suffisante.

La vitesse de refroidissement V de la pièce en acier dans l'outil de mise en forme dépend de la déformation et de la qualité du contact entre l'outil et le flan d'acier. Cependant, la vitesse de refroidissement V doit être suffisamment élevée pour que la microstructure multi-phasée souhaitée soit obtenue, et est préférentiellement supérieure à 10 °C/s. Avec une vitesse de refroidissement V inférieure ou égale à 10 ⁰ CVs, on risque de former des carbures qui vont contribuer à dégrader les caractéristiques mécaniques de la pièce.

Dans ces conditions, après refroidissement, on forme une pièce en acier multi-phasée comprenant plus de 25 % surfacique de ferrite, le reste étant de la martensite et/ou de la bainite, les différentes phases étant homogènement réparties dans chacune des zones de la pièce.. Dans un mode de réalisation préféré de l'invention, on forme préférentiellement de 25 à 75 % surfacique de ferrite et 25 à 75 % surfacique de martensite et/ou de bainite,

Dans un deuxième mode de réalisation préféré de l'invention, on met en œuvre le procédé selon l'invention pour fabriquer une pièce en acier TRIP.

Dans le cadre de l'invention, on entend acier TRIP, une microstructure multiphasée comprenant de la ferrite, de l'austénite résiduelle, et éventuellement de la martensite et/ou de la bainite.

Pour former cette microstructure multi-phasée TRIP, on adapte la composition de l'acier multi-phasé précédemment décrite, et en particulier la teneur en carbone, en silicium, en aluminium. Ainsi, l'acier comprend les éléments suivants :

- du carbone à une teneur comprise de préférence entre 0,05 et 0,50 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 0,10 et 0,30 % en poids. Pour former de l'austénite résiduelle stabilisée, il est préférable que cet élément soit présent à une teneur supérieure ou égale à 0,05 % en poids. En effet, le carbone joue un rôle très important sur la formation de la microstructure et les propriétés mécaniques : selon l'invention, une transformation bainitique intervient à partir d'une structure austénitique formée à haute température, et des lattes de ferrite bainitique sont formées. Compte tenu de la solubilité très

inférieure du carbone dans la ferrite par rapport à l'austénite, le carbone de l'austénite est rejeté entre les lattes. Grâce à certains éléments d'alliage de la composition d'acier selon l'invention, en particulier le silicium et le manganèse, la précipitation de carbures, notamment de cémentite, intervient très peu. Ainsi, l'austénite interlattes s'enrichit progressivement en carbone sans que la précipitation de carbures n'intervienne. Cet enrichissement est tel que l'austénite est stabilisée, c'est à dire que la transformation martensitique de cette austénite n'intervient pas lors du refroidissement jusqu'à la température ambiante.

- du manganèse à une teneur de préférence comprise entre 0,50 et 3,0 % en poids, et plus préférentiellement entre 0,60 et 2,0 % en poids. Le manganèse favorise la formation d'austénite, contribue à diminuer la température de début de transformation martensitique Ms et à stabiliser l'austénite. Cette addition de manganèse participe également à un durcissement efficace en solution solide et donc à l'obtention d'une limite d'élasticité Re élevée. Cependant, un excès de manganèse ne permettant pas de former suffisamment de ferrite lors du refroidissement, la concentration de carbone dans l'austénite résiduelle est insuffisante pour qu'elle soit stable. La teneur en manganèse est plus préférentiellement comprise entre 0,60 et 2,0 % en poids. De la sorte, les effets recherchés ci-dessus sont obtenus sans risque de formation d'une structure en bandes néfaste qui proviendrait d'une ségrégation éventuelle du manganèse lors de la solidification.

- du silicium à une teneur de préférence comprise entre 0,001 et 3,0 % en poids, et plus préférentiellement comprise entre 0,01 et 2,0 % en poids. Le silicium stabilise la ferrite et stabilise l'austénite résiduelle à température ambiante. Le silicium inhibe la précipitation de la cémentite lors' du refroidissement à partir de l'austénite en retardant considérablement la croissance des carbures : ceci provient du fait que la solubilité du silicium dans la cémentite est très faible et que cet élément augmente l'activité du carbone dans l'austénite. De la sorte, un germe éventuel de cémentite se formant sera environné d'une zone

austénitique riche en silicium qui aura été rejeté à l'interface précipité- matrice. Cette austénite enrichie en silicium est également plus riche en carbone et la croissance de la cémentite est ralentie en raison de la diffusion peu importante résultant du gradient réduit de carbone entre la cémentite et la zone austénitique avoisinante. Cette addition de silicium contribue donc à stabiliser une quantité suffisante d'austénite résiduelle pour obtenir un effet TRIP. De plus, cette addition de silicium permet d'augmenter la limite d'élasticité Re grâce à un durcissement en solution solide. Cependant, une addition excessive de silicium provoque la formation d'oxydes fortement adhérents, difficilement éliminables lors d'une opération de décapage, et l'apparition éventuelle de défauts de surface dus notamment à un manque de mouillabilité dans les opérations de galvanisation au trempé. Afin d'obtenir la stabilisation d'une quantité suffisante d'austénite tout en réduisant le risque de défauts de surface, la teneur en silicium est préférentiellement comprise entre 0,01 et 2,0 % en poids.

- de l'aluminium à une teneur de préférence comprise entre 0,005 et 3,0 % en poids. Comme le silicium, l'aluminium stabilise la ferrite et accroît la formation de ferrite lors du refroidissement du flan. Il est très peu soluble dans la cémentite et peut être utilisé à ce titre pour éviter la précipitation de la cémentite lors d'un maintien à une température de transformation bainitique et stabiliser l'austénite résiduelle.

- du molybdène à une teneur de préférence inférieure ou égale à 1 ,0 % en poids, et plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,60 % en poids.

- du chrome à une teneur de préférence inférieure ou égale à 1 ,50 % en poids. La teneur en chrome est limitée pour éviter les problèmes d'aspect de surface en cas de galvanisation de l'acier.

- du nickel à une teneur de préférence inférieure ou égale à 2,0 % en poids.

- du cuivre à une teneur de préférence inférieure ou égale à 2,0 % en poids.

- du phosphore à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,10 % en poids. Le phosphore en combinaison avec le silicium augmente la

stabilité de l'austénite résiduelle en supprimant la précipitation des carbures.

- du soufre à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,05 % en poids. - du titane à une teneur de préférence inférieure ou égale à 0,20 % en poids.

- du vanadium à une teneur de préférence inférieure ou égale à 1 ,0 % en poids, et plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,60 % en poids. Le reste de la composition est constitué de fer et d'autres éléments que l'on s'attend habituellement à trouver en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration de l'acier, dans des proportions qui n'influent pas sur les propriétés recherchées.

Le temps de maintien du flan d'acier à une température de maintien T1 supérieure à àc1 mais inférieure à Ac3 dépend essentiellement de l'épaisseur de la bande. Dans le cadre de la présente invention, l'épaisseur de la bande est typiquement comprise entre 0,3 et 3 mm. Par conséquent, pour former une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique, le temps de maintien M est de préférence compris entre 10 et 1000 s. Si on maintient le flan d'acier à une température de maintien T1 pendant un temps de maintien M supérieure à 1000 s, les grains d'austénites grossissent et la limite d'élasticité Re de l'acier après mise en forme sera limitée. En outre, la trempabilité de l'acier se réduit et la surface de l'acier s'oxyde. En revanche, si on maintient le flan pendant un temps de maintien M inférieur à 10 s, la proportion d'austénite formée sera insuffisante, et on ne formera pas suffisamment d'austénite résiduelle et de bainite lors du refroidissement de la pièce entre outil.

La vitesse de refroidissement V de la pièce en acier dans l'outil de mise en forme dépend de la déformation et de la qualité du contact entre l'outil et le flan d'acier. Pour obtenir une pièce en acier présentant une microstructure multi-phasée TRIP, il est préférable que la vitesse de refroidissement V soit comprise entre 10 °C/s et 200 °C/s. En effet, en deçà de 10 °C/s, on formera essentiellement de la ferrite et du carbure, et insuffisamment d'austénite résiduelle, et de martensite, et au delà de 200 °C/s, on formera essentiellement de la martensite et insuffisamment d'austénite résiduelle.

II est indispensable de former une proportion d'austénite supérieure ou égale à 25 % surfacique lors du chauffage du flan, pour que lors du refroidissement de l'acier entre l'outil de mise en forme, il reste suffisamment d'austénite résiduelle et que l'effet TRIP recherché puisse être ainsi obtenu. Dans ces conditions, après refroidissement, on forme une pièce en acier multi-phasée constituée, en % surfacique, de ferrite à une proportion supérieure ou égale à 25 %, de 3 à 30 % d'austénite résiduelle, et éventuellement de la martensite et/ou de la bainite.

L'effet TRIP peut avantageusement être mis à profit pour absorber l'énergie en cas de chocs à grande vitesse. En effet, lors d'une déformation importante d'une pièce en acier TRIP, l'austénite résiduelle se transforme progressivement en martensite en sélectionnant l'orientation de la martensite. Cela a pour effet de réduire les contraintes résiduelles dans la martensite, de réduire les contraintes internes dans la pièce, et finalement de limiter l'endommagement de la pièce, car la rupture de celle-ci interviendra pour un allongement A plus important que si elle n'était pas en acier TRIP.

L'invention va à présent être illustrée par des exemples donnés à titre indicatif, non limitatif, et en référence à Ia figure unique annexée qui est une photographie d'une pièce obtenue par mise en forme à froid (référence G) et d'une pièce obtenue par mise en forme à chaud (référence A).

Les inventeurs ont réalisé des essais à la fois sur des aciers présentant d'une part une composition typique de celle des aciers de microstructure mutli- phasée comprenant de la ferrite et de la martensite et/ ou de la bainite (point 1), et d'autre part une composition typique de celle des aciers de microstructure mutli-phasée TRIP (point 2).

1- Acier de composition typique de celle des aciers de microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite et de la martensite 1.1 Evaluation de l'influence des vitesses de chauffage et de refroidissement

Des flans de dimension 400 x 600 mm sont découpés dans une bande en acier dont la composition, indiquée dans le tableau I, est celle d'un acier de nuance DP780 (Dual Phase 780). La bande présente une épaisseur de 1 ,2 mm. La température Ad de cet acier est de 705 ⁰ C et la température Ac3 est de 815

°C. Les flans sont portés à une température de maintien T1 variable, pendant une durée de maintien de 5 mn. Puis, ils sont immédiatement transférés dans un outil d'emboutissage dans lequel ils sont à la fois mis en forme et refroidis avec des vitesses de refroidissement V variables, en les maintenant dans l'outil pendant une durée de 60 s. Les pièces embouties s'apparentent à une structure de forme en Oméga

Après refroidissement complet des pièces, on mesure leur limite d'élasticité Re, leur résistance à la traction Rm, et leur allongement à la rupture A, et on détermine la microstructure de l'acier. En ce qui concerne la microstructure, F représente la ferrite, M la martensite, et B la bainite. Les résultats sont présentés dans le tableau II.

Tableau I : composition chimique de l'acier selon l'invention, exprimé en % en poids, le complément étant du fer ou des impuretés.

Tableau II : caractéristiques mécaniques et microstructure des pièces embouties.

* selon l'invention

Les résultats de cet essai montre bien que seul un chauffage de l'acier à une température comprise entre Ad et Ac3 permet d'obtenir une microstructure multi-phasée comprenant de la ferrite, quelque soit la vitesse de

refroidissement de l'acier dans l'outil de mise en forme. En effet, lorsque l'acier est chauffé à une température supérieure à Ac3, il convient alors, de contrôler strictement la vitesse de refroidissement V lors de la mise en forme, pour obtenir un acier de microstructure multi-phasée comprenant plus de 25 % surfacique de ferrite, et de préférence entre 25 % et 75 % surfacique de ferrite.

Outre, une faible dispersion des caractéristiques mécaniques en fonction de la vitesse de refroidissement pour les pièces obtenues selon l'invention, leur capacité d'absorption d'énergie est supérieure à celle des pièces obtenues avec un chauffage à une température supérieure à Ac3.

1.2 Evaluation du retour élastique

Le but de cet essai est de montrer l'intérêt d'une mise en forme à chaud par rapport à une mise en forme à froid, et d'évaluer le retour élastique.

A cet effet, on fabrique une pièce en acier de nuance DP780 en emboutissant à froid un flan découpé dans une bande en acier, d'épaisseur 1 ,2 mm, dont la composition est indiquée dans le tableau I, mais qui contrairement à la bande utilisée dans le point 1 , présente déjà avant emboutissage une microstructure multi-phasée comprenant 70 % surfacique de ferrite, 15 % surfacique de martensite, et 15 % surfacique de bainite. La figure 1 montre bien que la pièce formée par emboutissage à froid (repérée sur la figure par la lettre

G) présente un fort retour élastique, par rapport à la pièce A (voir tableau II) formée par emboutissage à chaud (repérée par la lettre A).

2- Acier de composition typique de celle des aciers TRlP Des flans de dimension 200 X 500 mm sont découpés dans une bande en acier dont la composition, indiquée dans le tableau III, est celle d'un acier de nuance TRIP 800. La bande présente une épaisseur de 1 ,2 mm. La température Ad de cet acier est de 751 ⁰ C et la température Ac3 est de 875°C. Les flans sont portés à une température de maintien T1 variable, pendant une durée de maintien de 5 mn, puis sont immédiatement transférés dans un outil d'emboutissage dans lequel ils sont à la fois mis en forme et refroidis avec une vitesse de refroidissement V de 45 °C/s, en les maintenant dans l'outil pendant une durée de 60 s. Les pièces embouties s'apparentent à une structure de forme en Oméga.

Après refroidissement complet des pièces, on mesure leur limite d'élasticité Re ₁ leur résistance à la traction Rm, et leur allongement à la rupture A, et on détermine la microstructure de l'acier. En ce qui concerne la microstructure, F représente la ferrite, A l'austénite résiduelle, M la martensite, et B la bainite. Les résultats sont présentés dans le tableau IV.

Tableau III : composition chimique de l'acier selon l'invention, exprimé en % en poids, le complément étant du fer ou des impuretés

Tableau IV : caractéristiques mécaniques et microstructure des pièces embouties

* selon l'invention

Les essais réalisés montrent bien que l'emboutissage des flans réalisés selon l'invention permet d'obtenir des pièces présentant des caractéristiques mécaniques très élevées, ainsi qu'une faible variation des caractéristiques mécaniques quelque soit la température de refroidissement.