Brevet FR2495189A1 — publié le 19820604

La présente invention se rapporte à une tôle d'acier de haute résistance qui possède un rapport limite élastique/ résistance à la traction de valeur faible, qui donne lieu à un meilleur équilibre entre la résistance et l'allongement et qui présente une bonne aptitude de formation de collerette par étirage, l'invention concernant également un procédé de fabrication de cette tole. La tOle d'acier de haute résistance selon l'invention convient en particulier comme matériau de fabrication de disques et/ou de jantes de roues de véhicules automobiles. Récemment, on a effectué différentes tentatives pour améliorer le kilométrage de véhicules automobiles, en réduisant notamment le poids des caisses de véhicules, ce paramètre étant considéré comme le plus important. Pour réduire le poids des caisses de véhicules, on a par conséquent proposé de nombreuses solutions consistant à utiliser des tôles d'acier de haute résistance, des alliages d'aluminium et, également, de réduire les dimensions. Parmi ces solutions, la réduction du poids des roues d'un véhicule constitue l'un des moyens les plus efficaces pour améliorer le kilométrage et les possibilités d'utiliser une tôle d'acier de haute résistance pour former les disques et/ou les jantes de roues ont fait l'objet d'études poussées.Les tôles d'acier de haute résistance qui ont eté proposées dans ce but comprennent les tôles d'acier de structure composite (tôle d'acier à double phase ferrite + martensite, qui a un rapport limite élastique/résistance à la traction de valeur faible, qui présente un allongement élevé par comparaison à la résistance et qui possède d'excellentes propriétés en ce qui concerne la formabilité et la possibilité de fixation de profil).Cependant, les tôles d'acier de cette catégorie ne donnent pas de bons résultats en ce qui concerne l'aptitude de formage de collerette par étirage, de sorte que, lorsqu'elles sont utilisées pour la fabrication de disques de roues de véhicules ou d'organes semblables, elles donnent lieu aux problèmes suivants (1) l'apparition de criques dans une partie de trou expansé dans l'opération de formation de disque; ou (2) l'apparition de criques dans une partie de trou expansé dans l'essai de fatigue ou dans l'essai de roulement. Les inventeurs ont étudié en détail la relation existant entre la structure d'un acier et l'aptitude de formation de collerette par étirage en vue d'améliorer cette propriété et ils ont trouvé comme résultat qu'une tôle d'acier à structure ferrite + bainite est supérieure à une tôle d'acier à double phase ferrite + martensite en ce qui concerne l'aptitude de formage de collerette par étirage, comme cela a été revendiqué dans les brevets japonais Nos. 54-171594 et 55-33155 de la Demanderesse. Cependant, la tôle d'acier à structure ferrite + bainite présente l'inconvénient de donner des résultats inférieurs en ce qui concerne l'équilibre résistanceallongement. En outre, la jante de roue nécessite une bonne aptitude de soudage par résistance en addition à l'aptitude de formage de collerette par étirage qui est nécessaire pour le disque de roue. Un autre problème rencontré lors de l'utilisation d'une tôle d'acier de haute résistance pour la fabrication d'une jante de roue est posé par le criquage qui se produit à un haut degre dans l'opération de formage par roulage après le soudage par etincelage, les criques apparaissant avec un pourcentage aussi élevé d'environ 50% dans les zones affectées thermiquement dans la phase de formage. Un tel degré élevé de criquage est préjudiciable pour des applications pratiques. L'invention a en conséquence pour but de remédier aux inconvénients rencontrés dans les réalisations connues. Plus spécifiquement, l'invention a pour but principal de fournir une tôle d'acier de haute résistance qui possède un faible rapport limite élastique/résistance à la traction et un bon équilibre résistance-allongement, qui est carac téristique de la tôle d'acier à double phase ferrite + martensite, et egalement une excellente aptitude de formage de collerette par étirage, comparable à celle de l'acier à ferrite + bainite, l'invention concernant également un procédé de fabrication d'une telle tôle d'acier de haute résistance. L'invention a également pour but de fournir une tôle d'acier de haute résistance qui possède, en plus des pro priétés mentionnées ci-dessus, une excellente soudabilité par résistance, l'invention se rapportant également à un procédé de fabrication de cette tôle. L'invention a en outre pour but de fournir une tôle d'acier de haute résistance qui convienne en particulier pour entre utilisée comme matériau de fabrication de disques et/ou de jantes de roues de véhicules automobiles, l'invention se rapportant également à un procédé de fabrication de ladite tôle. Conformément à un aspect de la présente invention, les objectifs mentionnés ci-dessus sont atteints avec une tôle d'acier de haute résistance qui possède un faible rapport limite élastique-résistance à la traction, un excellent équilibre résistance-allongement et une très bonne aptitude de formage de collerette par étirage, cette tôle d'acier contenant de 0,01 à 0,2% de carbone, de 0,3 à 2,5% de manganèse et de 0,01 à 1,8% de silicium et possédant une structure à triple phase martensite + bainite + ferrite polygonale avec un taux surfacique de bainite de 4 à 45% et un taux surfacique de martensite de 1 à 15%, le taux surfacique de bainite étant supérieur au taux surfacique de martensite. Conformément à un autre aspect de la présente invention, il est prévu un procédé de fabrication d'une tôle d'acier de haute résistance du type défini ci-dessus, ledit procédé consistant à: (1) soumettre un acier contenant 0,01 - 0,2% de C, 0,3 - 2,5% de Mn et 0,01 - 1,8% de Si à un traitement de laminage à chaudrefroidissement choisi dans le groupe comprenant:: (i) laminage à chaud de l'acier à une température de laminage de finition supérieure au point Ar3, suivi par un refroidissement de l'acier laminé à chaud de la température de laminage de finition jusque dans une plage de.températures comprises entre le point Ar3 et le point Arl avec une vitesse moyenne de refroidissement de 3 à 700C/s, (ii) laminage à chaud de l'acier à une température de laminage de finition supérieure au point Ar3;; suivi par un refroidissement de l'acier laminé à chaud de la température de laminage de finition jusque dans une plage de températures comprises entre le point Ar3 et le point Arl avec une vitesse moyenne de refroidissement de 3à700C/s, puis par un refroidissement par air ou un refroidissement lent pendant 2 à 20 secondes depuis la plage de températures comprises entre Ar3 et Arl, et (iii) laminage à chaud de l'acier dans une plage de tem pératures de laminage de finition comprises entre Ar3 et Arl, suivi par un refroidissement à l'air ou un refroidissement lent de l'acier laminé à chaud pendant 2 à 20 secondes à partir de la plage de températures comprises entre Ar3 et Arl, puis (2) refroidir additionnellement l'acier ainsi obtenu jusqu'à une température inférieure a 550OC à une vitesse moyenne de refroidissement non-inférieure à 200C/s, puis (3) enrouler la tôle d'acier refroidi. D'autres avantages et caractéristiques de l'invention seront mis en évidence, dans la suite de la description, donnée à titre d'exemple non limitatif, en référence aux dessins annexés dans lesquels: la Fig. 1 est un diagramme donnant la relation entre la résistance à la traction et l'allongement total ainsi que la relation entre la résistance à la traction et la limite élastique; la Fig. 2 est un diagramme donnant la relation entre la résistance a la traction et la limite d'expansion de trou; la Fig. 3 est un diagramme donnant la relation entre le taux surfacique de martensite et le taux surfacique de bainite; ; la Fig. 4 est un diagramme donnant la relation entre le taux surfacique de bainite et le rapport limite élastique/ résistance a la traction ainsi que la relation entre le taux surfacique de bainite et la limite d'expansion de trou; la Fig. 5 est un diagramme donnant la relation entre le taux surfacique de martensite et la limite d'expansion de trou ainsi que la relation entre le taux surfacique de martensite et le rapport limite élastique/résistance à la traction; La Fig. 6 est un diagramme donnant la relation entre le diamètre moyen des dimensions de particules de martensite et la limite d'expansion de trou; la Fig. 7 est un diagramme donnant la d-istribution de dureté dans une partie de soudure après un soudage par étincelage; et la Fig. 8 est un diagramme température-temps mettant en évidence les caractéristiques du procédé selon l'invention. Le terme "bainite" utilisé dans la présente description désigne principalement la ferrite bainitique mais il se rapporte à de la bainite qui contient partiellement ce qu'on appelle de la ferrite aciculaire ou bien un carbure. Le terme "martensite" se rapporte également à de l'austénite partiellement retenue. Dans la presente invention, il est important que la structure composite soit constituée de trois phases, à savoir, de la martensite, de la bainite et de la ferrite polygonale. Plus particulièrement, comme le montre la Fig. I qui met en évidence un mode de réalisation qui sera décrit dans la suite, le rapport limite élastique/résistance à la traction est minimal pour de l'acier à ferrite + martensite et il est maximal pour de l'acier à ferrite + bainite. Ledit rapport diminue lorsqu'on introduit de la ferrite polygonale dans l'acier à ferrite + bainite, et il est encore plus réduit jusqu'à une valeur comparable à celle de l'acier à ferrite + martensite lorsqu'on introduit une petite quantité de martensite dans une structure à triple phase constituée de ferrite polygonale + bainite + martensite. Comme pour le rapport limite élastique/resistance à la traction, l'acier à triple phase formé de ferrite polygonale + bainite + martensite possède un bon équilibre de résistance et d'allongement, qui est comparable à ce qu'on obtient avec l'acier à ferrite + martensite, comme indiqué sur la Fig. 1. En ce qui concerne l'aptitude d'expansion de trou (le degré d'extensibilité lors d'une formation de collerette), l'acier à ferrite + martensite est le plus mauvais, tandis que l'acier à ferrite + bainite est le meilleur, comme indiqué sur la Fig. 2. D'autre part, l'acier à triple phase ferrite polygonale + bainite + martensite possède un haut degre d'expansibilité de trou se rapprochant de la valeur obtenue avec l'acier à ferrite + bainite. En ce-qui concerne la résistance à la fatigue, l'acier à triple phase ferrite polygonale + bainite + martensite donne une valeur semblable à celle de l'acier à ferrite + bainite et il est supérieur à l'acier à ferrite + martensite. Comme le montrent les données indiquées ci-dessus, l'acier à triple phase ferrite polygonale + bainite + martensite possède simultanément les avantages de l'acier à ferrite + martensite et de l'acier à ferrite + bainite et il donne d'excellents résultats en ce qui concerne les propriétés d'équilibre résistance-allongement,d'aptitude de formage de collerette par étirage et de résistance à la fatigue. On se rend compte également, d'après les exemples précités, que, pour l'acier à triple phase conforme à la présente invention, le taux surfacique de bainite est compris entre 4 et 45% puisqu'un taux supérieur à 45% provoque une diminution de l'effet de réduction du rapport limite élastique/ resistance à la traction due à l'introduction de martensite, alors qu'un taux inferieur à 4% ne crée aucune différence par-rapport à l'acier a ferrite + martensite. Le taux surfacique de bainite doit être de préfélence compris entre 6 et 35%. Plus particulièrement, en référence à la Fig. 4 qui donne la relation entre le taux surfacique de bainite et le rapport limite élastique/résistance à la traction ainsi que la relation entre le taux surfacique de bainite et l'aptitude d'expansion de trou, qui définit le paramètre d'aptitude de formage de collerette par étirage, on voit qu'on a mis en évidence et le pirogramme;mII de l'Exemple 4(définit par le symbole "4F") et de l'Exemple 5 (défini par le symbole "O"), qui seront décrits dans la suite.Un matériau destiné à la fabrication de disques et/ou de jantes de roues de véhicules automobiles doit avoir une aptitude de formage de collerette par étirage qui soit supérieure à 150%, en étant de préférence supérieure à 160% dans la phase de formage, avec un rapport limite élastique/résistance à la traction qui est inférieur à 0,7, et de préférence à 0,6. Comme le montrent clairement les résultats d'expériences qui sont donnés sur la Fig. 4, des études intensives effectuées par les inventeurs ont mis en évidence la valeur du taux surfacique de bainite appropriée pour le rapport limite élastique/ résistance à la traction et l'aptitude de formage de collerette par étirage qui sont nécessaires pour le matériau devant être utilisé pour la fabrication de disques et/ou de jantes de roues. Conformément à la Fig. 4, le taux surfacique de bainite doit être compris entre 4 et 45%. La Fig. 5 donne la relation entre le taux surfacique de martensite et l'aptitude de formage de collerette par étirage ainsi que la relation entre le taux surfacique de martensite et le rapport limite élastique/résistance à la traction pour les échantillons 46, 47 et 53 à 57 qui seront décrits dans la suite. Comme pour le taux surfacique de bainite qui a été mentionné ci-dessus, le taux surfacique de martensite doit être maintenu dans la plage comprise entre 1 et 15%. Comme le montre clairement la Fig. 5, le rapport limite élastique/résistance à la traction est augmenté lorsque le taux surfacique de martensite dépasse 15% et il devient difficile d'atteindreuneaptitude d'expansion de trou supérieure à 150%. Au contraire, avec un taux surfacique de martensite inférieur à 1%, l'influence de l'introduction de martensite est diminuée. Le taux surfacique de martensite doit être compris dans la plage qui garantit une aptitude d'expansion de trou supérieure à 160% et un rapport limite élastique/résistance à la traction inférieur à 0,6, notamment dans la plage comprise entre 1 et 10%. Comme le montre la Fig. 3 qui donne la corrélation entre le taux surfacique de martensite et le taux surfacique de bainite par rapport à l'aptitude d'expansion de trou, plus particulièrement le programme III de l'Exemple 4 (défini par le symbole "A") et de l'Exemple 5 (défini par le symbole "O") qui seront décrits dans la suite, le taux surfacique de bainite dans l'acier à triple phase conforme à la présente invention doit être supérieur au taux surfacique de martensite pour obtenir en toute securité une aptitude d'expansion de trou supérieure à 150%, en addition aux conditions définies cidessus, à savoir que le taux surfacique de bainite et le taux surfacique de martensite doivent être compris respectivement dans les plages de 4 - 45% et de 1 - 15%.La plage qui satisfait auxdites conditions a été indiquée par des hachures sur la Fig. 3. La Fig. 6 est une représentation graphique donnant la relation entre les dimensions de particules de la martensite et 1'aptitude d'expansion de trou, la figure indiquant plus particulièrement une courbe tracée à partir des résultats des expériences indiquées dans le Tableau 20 en utilisant les structures d'acier composite données dans le Tableau 19. L'aptitude d'expansion de trou est également fonction du diamètre moyen de la martensite, comme indiqué sur la Fig. 6. Plus specifiquement, cette figure montre que l'aptitude d'expansion de trou est encore améliorée en augmentant la finesse de la martensite, même si les taux surfaciques de la bainite et de la martensite sont compris dans les gammes définies ci-dessus, c'est-à-dire que l'aptitude d'expansion de trou augmente jusqu'à une valeur supérieure à isoz quand la dimension moyenne de particules de martensite est inférieure à 6 microns. L'aptitude d'expansion de trou est encore améliorée quand la dimension des grains e-st réduite à une valeur inferieure à 5 microns, l'amélioration étant encore plus forte pour une valeur inférieure à 4 microns. La description faite ci-dessus montre que, avec l'acier à triple phase conforme à la présente invention, il est possible de garantir un faible rapport limite élastique/résistance à la traction, en même temps qu'un excellent équilibre résistance-allongement et une bonne aptitude de formage de collerette par étirage en agissant sur les taux surfaciques de bainite et de martensite, l'aptitude de formage de colle- rette par étirage pouvant encore entre améliorée en augmentant la finesse de la martensite. Comme cela a déjà été précisé ci-dessus, un problème rencontré lors de l'utilisation d'une tôle d'acier pour la fabrication d'une jante de roue de véhicule consiste dans le ramollissement des parties thermiquement influencées après le soudage par étincelage, ce défaut se produisant avec un degré accentué dans l'acier à ferrite + martensite par suite de la décomposition de la martensite, les parties thermiquement influencées étant affectées par des criques dans la phase suivante de formage par roulage, à un degré tel que l'utilisation de l'acier à ferrite + martensite est rendue extrêmement difficile.Cependant, on n'observe pas le ramollissement de la partie thermiquement influencée dans l'acier à structure bainitique et on remédie au problème du criquage dans la phase de roulage à froid (formage par roulage) succedant à l'opèration de soudage, comme cela a été proposé dans le brevet japonais No. 54-171594 mentionné ci-dessus. Pour remédier à l'inconvénient de l'acier à structure formée de ferrite + bainite, les inventeurs ont effectué des études poussées en faisant varier les proportions des structures ferrite + bainite + martensite en relation avec les composants chimiques intervenant dans lesdites structures. On a trouvé comme résultat de ces expériences que, comme le montre la Fig. 7, l'acier à structure ferrite + martensite présente une excellente résistance au ramollissement, semblable à l'acier à structure ferrite + bainite, même dans le cas du soudage par points. On a également trouvé qu'un état légèrement ramolli pouvait être établi en faisant apparaître un précipité stable, comme NbC, dans la zone thermiquement affectée, ou bien, plus positivement, en laissant Nb en solution solide après le laminage à chaud en vue de le faire précipiter dans la zone thermiquement affectée, afin d'empêcher ainsi l'amorçage du criquage dans la partie thermiquement influencée lors de l'opération suivante de formage par roulage. L'ajustement de la structure de l'acier est effectué en contrôlant la condition de refroidissement pendant et après le laminage à chaud et en agissant en outre sur les conditions de recuit (dans un recuit continu ou dans un recuit charge par charge) dans la phase suivante, en relation avec les composants chimiques, comme cela sera précisé dans la suite. Les limitations établies conformément à la présente invention pour les composants chimiques respectifs sont basées sur les raisons suivantes. Le carbone C est un élément qui est essentiel pour maintenir la résistance nécessaire et pour former des produits detransformation à basse température comme la bainite et la martensite mais sa teneur doit être limitée puisqu'une teneur en carbone supérieure à 0,2E provoque une réduction considérable de la ductilité et nuit à la soudabilité (en provoquant une réduction de dureté des faces du joint du fait d'une décarburation lors du soudage bout à bout, ce qui se traduit par une grande différence de dureté entre le joint soudé et les parties adjacentes). En particulier, lorsqu'il est nécessaire d'effectuer un travail de l'acier par formage1 la teneur en carbone doit de préférence être inférieure à 0,09%. La limite inférieure-de la teneur en carbone doit être de 0,01% de manière à fixer les effets de renforcement de la structure et d'amélioration de la trempabilité. L'élément Mn est nécessaire pour améliorer la trempabilité et pour obtenir la structure désirée. L'amélioration de la trempabilité contribue également à l'augmentation de résistance et à l'amélioration des propriétés mécaniques par stabilisation de la phase y pendant la transformation y-a (y= austénite, a = ferrite) apres le laminage à chaud. Pour fixer ces effets, sa teneur doit être supérieure ou égale à 0,3%. Cependant, avec une teneur en Mn supérieure à 2,5%, il introduit une difficulté de soudage et il réduit la ductilité (allongement et aptitude de formation de collerette par étirage) ainsi que la soudabilité, en plus d'une augmentation substantielle du court de la tôle d'acier. En conséquence, la limite supérieure doit être de 2,5. L'élement Si qui est nécessaire pour la désoxydation de l'acier fondu est également très efficace comme élément de durcissement en solution solide avec effet de substitution. En conséquence, il est essentiel pour obtenir une tôle d'acier ayant une grande résistance et une bonne ductilité. En outre, il contribue avantageusement à la formation de ferrite polygonale correcte. Dans l'acier composite selon l'invention, il accélère la transformation a pendant la transformation y-a après le laminage à chaud et il agit de façon à faire sortir le carbone en solution solide de la phase a pour le transférer dans la phase y. En conséquence, il améliore la propriété de la phase a et il stabilise la phase y par condensation du carbone dans celle-ci, en facilitant ains-i la formation d'une phase dure qui contribue à améliorer les propriétés mécaniques. Pour produire ces effets tout en empêchant une fragilité de la soudure (une augmentation de la température de transition), on doit limiter inférieurement la teneur en silicium à 0,01%. D'autre part, la limite supérieurede la teneur en Si doit être choisie à 1,8% pour éviter les détériorations de la condition de surface sous l'effet d'un calaminage produit par oxydation. Conformement à la présente invention, il est possible d'incorporer, le cas échéant, les éléments suivants en addition aux éléments mentionnés ci-dessus. Les éléments Cr, Cu, Ni et B sont utilisables pour améliorer la trempabilité ainsi que pour obtenir une structure désirée. Les limites inférieures de leurs teneurs doivent être choisies à un niveau suffisamment élevé pour fixer ces effets tandis que leurs limites supérieures doivent être établies à un niveau où leurs effets sont atténués et nonrentables. Plus specifiquement, la tôle acier conforme à la présente invention peut contenir au moins un élément choisi dans le groupe se composant de 0,1 a 1,5% de Cr, de 0,1 à 0,6% de Cu, de 0,1 à 1,0% de Ni et de 0,0005 à 0,01% de B. En outre, l'élément Mo, qui sert également à ameliorer la trempabilité et qui établit une structure désirée semblable aux éléments précités Cr, Cu, Ni et B, peut également être incorporé pour les mêmes raisons en quantité comprise entre 0,01 et 0,2%. Les éléments Nb, V, Ti et Zr qui servent à amplifier la précipitation sont nécessaires non seulement pour augmenter la résistance, mais également pour faciliter la formation de la structure bainitique en exerçant une influence sur la structure de transformation, en coexistence avec Mn ou un élément semblable, après le laminage à chaud. En outre, ils rendent la structure plus fine et ils servent à améliorer l'aptitude de formage de collerette par étirage et à empêcher des baisses de dureté, en augmentant non seulement la résistance à la fatigue de la tôle de base mais également la résistance à la fatigue de l'ensemble du disque de roue. En outre, ils contribuent à améliorer au maximum l'effet d'augmentation de trempabilité de B.Pour obtenir ces effets, il est nécessaire d'incorporer à l'acier, au moins un élément choisi dans le groupe se composant de 0,01 à 0,1% de NB, 0,02 à 0,2% de V, 0,01 à 0,1% de Ti et 0,02 à 0,2% de Zr. En outre, le composant Nb a une influence particulière sur les comportements de transformation après le laminage à chaud et il est le plus efficace pour la formation de la structure bainitique. Les éléments Ti et Zr sont en outre efficaces pour contrôler la forme du sulfure qui a un effet perturbateur surlaductilité et l'élément V est efficace pour durcir modérément la partie centrale de la soudure (Hv ~ 25) par comparaison à la dureté de la matière de base. Les terres rares (REM), Ca et Mg contribuent à améliorer la ductilité, en particulier l'aptitude à la formation de collerette par étirage, en agissant sur la forme du sulfure. Les limites inférieures de leurs teneurs doivent être placées à un niveau suffisant pour produire cet effet. La limite inférieure est determinee à une valeur à laquelle l'effet envisagé devient atténué ou non-rentable, ou bien en consi dération de la teneur qui a une influence perturbatrice sur la structure. Plus spécifiquement, la tôle d'acier selon l'invention peut contenir au moins un élément choisi dans le groupe se composant de 0,005 O,1% d'une terre rare REM, de 0,0005 à 0,01% de Ca et de 0,0005 à 0,01% de Mg. Cependant, il est souhaitable que la quantité totale d'éléments ajoutés ne soit pas supérieure à environ 0,1% puisqu'un excès d'addition a plutôt un effet perturbateur sur la structure et diminue la ductilité. En outre, Al est ajouté en quantité comprise entre 0,005 et 0,6% de manière à jouer le rôle d'un désoxydant dans la phase de fusion. Le cas échéant, P peut être ajouté dans une plage qui ne provoque pas de fragilité dans les lisières de grains. Comme pour Si, l'élément P est un composant à fort effet de durcissement et il assure une épuration de la ferrite, en contribuant à améliorer l'allongement ou d'autres propriétés. Pour obtenir lesdits effets, il doit être ajouté en quantité comprise entre 0,03 et 0,1%. L'élément S peut être incorporé dans une plage qui est normalement autorisée pour un élément d'impureté, à savoir avec une teneur inférieure à 0,02%. Une teneur en S inférieure à 0,02% peut produire un effet d'amélioration de la formabilité, notamment de l'aptitude de formation de collerette par étirage, et de la ductilité de la soudure à un degré satisfaisant. On va maintenant expliquer-le concept de base du procédé selon l'invention en référence à la Fig. 8. Sur la Fig. 8, on a mis en évidence en z et en un procédé conforme à l'invention, suivant lequel une brame d'acier d'une composition prédéterminée est soumise, après un traitement thermique en T1, à un laminage à chaud continu, ce laminage à chaud étant arrêté à une température supérieure au niveau T2 (correspondant au point Ar3). La matière laminée est ensuite refroidie depuis la température de laminage de finition jusqu'à un point compris entre les niveaux de température T2 et T3 (correspondant au point Arl) à une vitesse de refroidissement contrôlée C1 Ensuite, en z la matière est refroidie jusqu'à T4 (température d'enroulement) avec une vitesse de refroidissement C2 et l'enroulement est effectué à une température inférieure à T4. Dans le cas de , la matière subit un refroidissement à l'air ou un refroidissement lent entre les niveaux de températures précités T2 et T3, puis elle est refroidie immédiatement jusqu'au niveau de température T4 (température d'enroulement) avec une vitesse de refroidissement C2 et elle est enroulée à une température inférieure au niveau T4. Dans un autre procédé, qui est mis en évidence en 3 sur la Fig. 8, une brame d'acier d'une composition prédéter- minée est soumise à un laminage à chaud continu après un traitement thermique à la température T1, le laminage à chaud étant arrêté à une température comprise entre les niveaux T2 et T3. Ensuite, la matière subit un refroidissement à l'air ou un refroidissement lent, un refroidissement à la vitesse C2 et un enroulement à la température T4, comme avec le programme II mentionné ci-dessus. Dans le procédé mis en évidence sur la Fig. 8, le refroidissement contrôlé (à C1) jusqu en un point compris entre Ar3 et Ar conformément au programme I, le refroi- dissement contrôlé (à C1) ainsi que la température et la durée du refroidissement par air ou du refroidissement lent intervenant dans le programme rij, , ou bien le laminage de finition jusqu'à un point compris entre Ar3 et Ar et la température ou la durée du refroidissement par air ou re froidissement lent qui suit dans le programme 8 , sont importants dans un stade préparatoire en vue de l'obtention d'un acier composite ayant la structure désirée. Les processus métallurgiques qui interviennent dans ces trois programmes de fabrication sont les suivants. Le stade de refroidissement depuis la température de finition de laminage à chaud jusqu'au point situé entre Ar3 et Ar dans le programme z correspond à un domaine où la phase de ferrite polygonale (a) et la phase d'austénite (y) coexistent en majeure partie, de sorte que du carbone en solution solide de la phase a est condensé dans la phase y par un refroidissement relativement lent intervenant dans ce stade, en stabilisant ainsi la phase et en améliorant la ductilité par purification de la phase y qui contient moins de carbone en solution solide.En conséquence, la vitesse moyenne de refroidissement C1qui est utilisée pour assurer le refroidissement jusqu a une température comprise entre Ar3 et Ar apres la phase de laminage final à une température supérieure au point Ar3 doit être de 3 à 700C/s. Si la vitesse de refroidissement C1 dépasse 700C/s, il devient difficile d'obtenir une quantité de la phase a ayant la structure désirée et de commander la température de façon appropriée. Au contraire, avec une vitesse de refroidissement inférieure à 30C/s, il se produit une transformation de ferrite ou une transformation de perlite, ce qui se traduit par une baisse de productivité du fait de l'allongement du temps de refroidissement. En conséquence, il est préférable que la vitesse de refroidissement C1 soit comprise entre 3 et 300C/s. Comme pour le Programme z , la vitesse moyenne de refroidissement C1 depuis la température de finition de laminage jusqu'à la plage de températures comprises entre Ar3 et Ar1 dans le Programme II doit être de 3 à 70 C/s, et il est particulièrement souhaitable qu'elle soit comprise entre 20 et 700C/s pour les raisons suivantes. Notamment, bien que les processus metallurgiques mentionnés ci-dessus se déroulent en effectuant un refroidissement relativement lent dans le Programme (I1 lors du refroidissement de la matière depuis la température de finition de laminage jusqu'au niveau compris entre Ar3 et Arl, un refroidissement à l'air ou un refroidissement lent est effectué dans le Programme II) dans la plage de températures comprises entre Ar3 et Arl, qui se situe au voisinage du point de transformation de ferrite, en vue d'obtenir les processus mentionnés ci-dessus. Puisque le refroidissement à l'air ou le refroidissement lent est effectué au voisinage du point de transformation de ferrite, on peut obtenir une quantité prédéterminée de ferrite en un temps court du fait de l'accélération de la transformation en ferrite et le carbone en solution solide se trouvant dans la phase ferritique qui s'est transformée pendant le refroidissement lent est condensé dans la phase austénitique. I1 en résulte que la quantité de carbone en solution solide de la phase ferritique est réduite, ce qui améliore la pureté et la ductilité.Notamment, du fait que les processus mentionnés ci-dessus sont obtenus par le refroidissement à l'air ou le refroidissement lent dans la plage de temératures comprises entre Ar3 et Arl dans le Programme W , il est souhaitable d'effectuer le refroidissement depuis la température de finition de laminage à chaud jusqu'a la plage de températures comprises entre Ar3 et Arl à une vitesse aussi élevée que possible, à la différence du Programme (I . D'autre part, la phase austénitique contenant une quantité accrue de carbone est stabilisée pour faciliter la formation des produits de transformation à basse temperature dans le stade de refroidissement suivant.La durée du refroidissement à l'air ou du refroidissement lent ne doit pas être trop courte afin d'obtenir la quantité désirée de ferrite et ne doit également pas être top longue pour éviter la transformation de ferrite dans l'ensemble de la structure de l'acier ou bien la transformation en perlite. En outre, puisque la longueur de la table de décharge cree un effet de limitation, la durée du refroidissemenr à l'air ou du refroidissement lent doit être comprise entre 2 et 20 secondes. Dans le Programme III , le refroidissement contrôlé (C1) n'est pas nécessaire quand le laminage de finition est effectué dans la plage de températures comprises entre Ar3 et Arl. Dans ce cas, la température de laminage de finition doit être de préférence supérieure à 7100C.Bien que le refroidissement à l'air ou le refroidissement lent à partir de la température de laminage de finition soit effectué après terminaison de ce laminage de finition dans le Programme les processus métallurgiques et la durée du refroidissement à l'air ou du refroidissement lent sont les mêmes que dans le Programme Le refroidissement à la vitesse C , après le refroidissement intervenant dans les Programmes I à III, est destiné à convertir l'austénite en un produit dur de transformation à basse température et il doit être effectué à une vitesse moyenne de refroidissement (C2) supérieure à 200C/s, cette vitesse étant de préférence comprise entre 30 et 700C/s. Pour une vitesse de refroidissement C2 inférieure, l'austénite est transformée en partie ou en totalité en perlite. Au contraire, une vitesse de refroidissement superieure à la plage definie ci-dessus se traduit par une diminution de l'équilibre résistance-ductilité et par un plus grand rapport limite élastique/résistance à la traction. La raison pour laquelle une phase dure est formée pour une vitesse de refroidissement C2 relativement faible consiste dans l'amélioration de stabilité de I'austénite qui se produit entre temps, de sorte que la période de transition entre la température de laminage de finition et le début du refroidissement à la vitesse C2 est importante. En outre, le fait que la phase dure soit principalement constituée d'une phase bainitique permet d'effectuer le refroidissement à une vitesse C2 relativement faible et contribue à améliorer l'équilibre résistance-ductilité. Ensuite, la tôle d'acier est enroulée à une température prédéterminée, et cette température d'enroulement (T4) constitue un autre point important de la présente invention. Plus particulièrement, il est souhaitable d'effectuer le refroidissement jusqu'à la température ambiante pour la formation de martensite, ce qui se traduit cependant par l'apparition de différents défauts tels qu'une diminution de l'équilibre résistance-ductilité à cause de l'existence du carbone en solution solide qui subsiste au cours du refroidissement jusqu'à la température T4, ou bien à cause d'une augmentation du rapport limite élastique/résistance à la traction, en combinaison avec les inconvénients précités de l'acier ferrite + martensite. En conséquence, il est pré férable d'effectuer l'enroulement de la tôle d'acier à une température supérieure à 3000C pour obtenir la structure désirée.La limite supérieure de la température d'enroulement T4 doit être choisie à 5500C puisque la transformation en perlite se produit à des températures supérieures à 5500C, à moins d'ajouter les éléments d'alliage en grandes quantités. La tôle d'acier laminée à chaud qui est obtenue par le procédé décrit ci-dessus correspond à une structure à triple phase se composant de ferrite polygonale, de bainite (à savoir de la bainite contenant du carbure et de la ferrite bainitique) et de martensite (contenant partiellement de l'austénite retenue) et elle possède en particulier des taux surfaciques de 4 à 45% pour la phase bainitique et des taux surfaciques de 1 à 15% pour la phase martensitique, le taux surfacique de la phase bainitique étant supérieur à celui de la phase martensitique. Cette tôle d'acier possède les propriétés appropriées en ce qui concerne le rapport limite élastique/résistance à la traction, l'équilibre résistance-allongement, l'aptitude de formation de collerette par étirage et la soudabilité par résistance. Les plages de composition chimique ce la tôle d'acier fabrique par le procédé selon l'invention, les gammes pré férées des taux surfaciques de ces phases sainitique et martensitique et les dimensions de particules de la martensite sont les mêmes que ce qui a été dfini ci-dessus. Dans la suite, on va donner un certain nombre 'exemples permettant d'illustrer la structure de l'acier selon 1' inven- tion et son procédé de fabrication. Exemple 1 On a fait fondre les matières intervenant dans les compositions chimiques indiquées dans le Tableau 1 dans un appareil ae fusion sous vide, on a effectué un laminage grossIer pour former une brame de 30 mm d'épaisseur, puis on a efçec- tué un laminage à chaud en trois passes pour former une tôle de 4 mm d'épaisseur. Les matières qui ont été refroidies à la température ambiante par un refroidissement à l'air succédant au laminage a chaud ont été chauffées à une température comprise entre 780 et 9500C pendant 5 à 10 minutes, puis elles ont été refroidies dans differentes conditions afin d'obtenir des échantillons de différentes structures. Les résultats des examens microscopiques et des mesures des échantillons respectifs sont donnés dans le Tableau 2, en même temps que les résultats de mesure des propriétés mécaniques. En ce qui concerne les résultats de mesure, on a tracé sur les Fig. 1 et 2 des courbes donnant les relations entre la résistance à la traction et la limite élastique, l'allongement total et l'aptitude d'expansion de trou. Comme indiqué ci-dessus, les échantillons Nos. 1 à 7, correspondant à une structure d'acier conforme à la présente invention, ont présenté d'excellentes propriétés en ce qui concerne le rapport limite élastique/résistance à la traction, l'équilibre résistance-allongement et l'aptitude de ormation de collerette par étirage. Tableau 1 Conditions de traitement thermique Echantillon Composition chimique (% en poids) Maintien Vitesse de No. C Si Mn S Autre élément en chaleur refroidissement Remarques 1 0,07 0,8 1,5 0,004 950 Cx5 min. 40 C/s 2 0,06 0,8 1,3 0,005 Cr 0,8 " 7 C/s 3 0,06 0,8 1,2 0,004 Ni 0,5, Cr 0,5 " 4 C/s 4 0,05 0,8 1,2 0,005 Ti0,03, B0,02 850 Cx5 min. 10 C/s Inven tion 5 0,06 0,8 1,2 0,005 Nb 0,02, V 0,03, 950 Cx5 min. 40 C/s Cr 0,5 6 0,05 0,8 1,4 0,004 Cr 0,5, REM0,08 " 8 C/s 7 0,06 0,8 1,3 0,004 Cr 0,5, Al 0,02 " 10 C/s 8 0,07 0,8 1,5 0,004 Cr 0,7, Cu 0,1 790 Cx5 min. 10 C/s 9 0,07 0,8 1,5 Cr 0,7, Cu 0,1 950 Cx5 min. 10 C/s 10 0,07 0,2 0,5 0,005 " 60 C/s 11 0,3 0,8 1,5 0,005 " 60 C/s Exemples 12 0,07 0,8 1,3 0,03 Cr 0,8 " 7 C/s compara13 0,06 0,8 1,5 0,005 Cr 0,5 " 100 C/s tifs 14 0,07 0,8 1,5 0,005 Cr 0,8 780 Cx10min. 20 C/s 15 0,10 0,4 1,5 0,004 Cr 0,8 " 10 C/s 16 0,04 0,10 1,4 0,004 Cr 0,9, Al 0,02 " 10 C/s 17 0,06 0,6 1,5 0,004 Cr. 0,08, Al 0,03 950 Cx10min. 20 C/s 18 0,05 0,20 1,5 0,005 Cr 0,9 " 20 C/s 19 0,06 1,1 1,5 0,005 Cr 1,5, Al 0,02 " 20 C/s Tableau 2 Structure Propriétés mécaniques microscopique Echantillon Y.S. T.S. El. E.P.E. Y.R. H.E. P.F. M. B. No. (PaX107) (PaX107) (%) (%) (%) (%) (%) (%) Remarques 1 35,4 57,2 29,7 0 0,62 155 68 7 25 2 31,0 59,5 28,2 0 0,52 150 52 8 40 3 28,1 52,1 33,6 0 0,55 155 80 5 15 4 33,8 58,2 28,5 0 0,58 155 65 5 30 Invention 5 31,5 58,3 28,7 0 0,54 160 77 8 15 6 27,2 54,5 33,1 0 0,50 160 73 7 20 7 28,6 55,0 32,6 0 0,52 155 70 7 23 8 30,0 64,0 26,5 0 0,47 140 80 13 7 9 41,8 67,5 24,5 0 0,62 145 35 8 57 10 21,2 32,7 48,9 3,5 0,65 160 97 (*) 11 91,0 100,9 11,5 0 0,90 40 0 100 0 12 31,3 59,1 23,4 0 0,53 50 55 9 36 Exemples 13 54,1 72,1 20,4 0 0,75 125 0 5 95 comparatifs 14 31,2 65,1 27,6 0 0,48 120 82 23 0 15 39,3 85,7 19,5 0 0,46 115 56 44 0 16 29,8 57,7 32,5 0 0,52 135 73 27 0 17 45,2 70,0 21,0 0 0,65 140 40 0 60 18 42,0 61,4 25,1 0 0,68 150 20 0 80 19 54,8 85,8 16,5 0 0,64 130 15 0 85 Y.S. : Limite élastique H.E. : Aptitude d'expansion de trou T.S. : Résistance à la traction P.F. : Ferrite polygonale El. : Allongement M. : Martensite (contenant en partie de l'austéniteretenue) E.P.E. : Allongement à limite élastique B. : Bainite Y.R. : Rapport US/TS (*) : Perlite 3%. Le Tableau 3 donne les propriétés et les résultats de l'essai à la fatigue des échantillons qui sont identiques à l'échantillon No. 6 en ce qui concerne la composition chimique de la matière de base mais qui ont été transformés en structures différentes par modification des conditions d'échauffement et de refroidissement. Comme le montre le tableau, l'acier conforme à l'invention présente également une excellente propriété en ce qui concerne la résistance à la fatigue. Ensuite, on a fabriqué une tôle d'acier à partir d'un échantillon obtenu par addition de 0,1% de Ce à l'échantillon No. 2, par laminage à chaud, refroidissement et enroulement de l'échantillon dans les conditions indiquées dans le Tableau 4. La tôle d'acier ainsi obtenue a été soumise à un essai de formage de disque de roue en vraie grandeur (n = 20). Le Tableau 5 donne les résultats de l'examen microscopique et des mesures, en même temps que les résultats de mesure des propriétés mécaniques et du taux de rebut de disques de roue dans l'opération de formage. Comme le montrent les résultats, l'acier conforme à la présente invention donne un taux de rebut extrêmement faible de disques de roue. Tableau 3 Propriétés mécaniques Résistance à la fatigue Echantillon Structure microscopique Y.S. T.S. El. (limite d'endurance) No. P.F. (%) M.* (%) B.(%) (Pa x 107) (Pa x 107) (%) Y.R. A* B* C* D* Remarques 6-1 85 15 0,0 33,9 65,3 27,6 0,52 32,4 26,3 31,4 26,5 Exemple comparatif 6-2 72 8 20 35,1 63,8 28,2 0,55 42,2 32,5 35,5 31,3 Inven tion 6-3 0 5 95 57,6 67,0 21,0 0,86 43,0 33,6 35,7 32,0 Exemple comparatif * : contenant partiellement de l'austénite re A* : Matière de base B* : Matière de base + trou de 5 mm C* : 9% de déformation en tension D* : 9% de déformation + trou de 5 mm Tableau 4 Echantillon Température de laminage Température No. de finition Condition de refroidissement d'enroulement Remarques 2-1 830 C 20 C/s # 620 C # 60 C/s 250 C Exemple comparatif 2-2 830 C 20 C/s # 570 C # 60 C/s 250 C Invention (Programme 2-3 830 C 20 C/s # 600 C # 60 C/s 450 C (") 2-4 830 C 50 C/sec. 500 C Exemple comparatif Tableau 5 Echan- Structure Propriétés mécaniques (état brut) titlon microscopique (%) Y.S. T.S. El. H.E. Taux de rebut No. P.F. M.* B. (Pa x 107) (Pa x 107) (%) Y.R. (%) de disques de roue (%) 2-1 77 23 0 35,9 67,8 27,4 0,53 60 30 2-2 68 8 24 33,0 57,9 26,9 0,57 160 0 2-3 60 6 34 31,3 60,1 26,0 0,52 160 0 2-4 20 12 68 42,5 65,4 18,6 0,65 90 5 * contenant partiellement de l'austénite retenue Exemple 2 On a fait fondre les matières correspondant aux compositions chimiques indiquées dans le Tableau 6 dans un appareil de fusion sous vide, on a effectué un laminage grossier pour produire une brame de 30 mm d'épaisseur, puis on a effectué un laminage à chaud en trois passes pour produire une tôle de 4 mm d'épaisseur. Les matières qui ont été refroidies jusqu'à la temperature ambiante par refroidissement à l'air ont été chauffées aux températures indiquées dans le Tableau 7 pendant 5 minutes puis elles ont été refroidies dans différentes conditions de manière à obtenir des échantillons de différentes structures. Les resultats de l'examen microscopique et des mesures des échantillons ainsi obtenus sont donnés dans les Tableaux et 8. en même temps que les résultats de mesure des propriét( mécaniques. Comme mentionné ci-dessus, les échantillons d'acier 20 à 22 conformes à la présente invention ont donné invariablement des valeurs faibles du rapport limite élastique résistance à la traction et des valeurS excellentes en ce qu: concerne l'équilibre résistance-allongement et l'aptitude de formage de collerette par étirage. Dans cet exemple, il est à noter en particulier que les composants jouant un rôle important dans la structure d'acier selon l'invention sont le silicium et le manganèse. Notamment, dans un cas où les composants Si et Mn sont compris dans les plages définies ci-dessus, et lorsque le rapport Si/Mn est supérieur à 1, le rapport limite élastique, résistance à la traction, l'équilibre résistance-allongement et l'aptitude d'expansion de trou de la structure d'acier à triple phase selon l'invention sont considérablement améliorés. Les raisons de cette amélioration ne sont pas connues à l'heure actuelle mais elles sont prises en considération de la façon suivante. (1) La quantité et la longueur des inclusions de sulfure sont augmentées par l'addition du Si. En fonction de la forte teneur en Mn, il est souhaitable que le rapport Si/Mn soit supérieur à 1,0. (2) Le composant Si a un plus grand effet de durcis sement que Mn et il retarde la formation de cellules. I1 en résulte que les dimensions des cellules deviennent plus fines, ce qui permet une augmentation de 1'allongement, (3) Le composant Si accélère la condensation de C de la phase ferritique dans la phase y, ce qui purifie la ferrite et ce qui établit une grande différence de dureté entre la ferrite et le produit de transformation à basse température en permettant d'obtenir un grand allongement. Tableau 6 : Compositions chimiques (%) Echantillon No. C Si Mn S Autres éléments 20 0,06 1,3 1,1 0,007 21 0,06 1,3 1,0 0,006 Nb 0,02, V 0,03, Cr 0,6 22 0,07 1,3 1,0 0,004 Cr 0,85 REM 0,08 Tableau 7 Conditions de traitement thermique Echantillon Maintien Vitesse de Structure microscopique No. en chaleur refroidissement P.F. (%) M.*(%) B. (%) Remarques 20 880 C x 5 min. 20 C/sec 70 5 25 21 950 C x 5 min. 60 C/sec 70 8 22 Invention 22 " 10 C/sec 60 7 33 * contenant partiellement de l'austénite Tableau 8 Echantillon Y.S. T.S. El. E.P.El. Y.R. H.E. No. (Pa x 107) (Pa x 107) (%) (%) (%) Remarques 20 33,1 60,3 32,0 0 0,55 160 21 33,9 61,7 30,5 0 0,55 #160 Invention 22 32,1 61,9 32,1 0 0,52 #160 Y.S. : Limite élastique T.L. : Résistance à la traction El. : Allongement Y.P.El : Allongement à la limite 6lastique Y.R. : Limite d'expansion de trou Exemple 3 Les matières ayant les compositions chimiques données dans le Tableau 9 ont été fondues dans un appareil de fusion sous vide et on a effectué un laminage grossier pour produire une brame de 30 mm d'épaisseur, puis un laminage à chaud en trois passes pour produire une tôle d'acier de 3,4 mm d'épaisseur. En outre, les matières qui ont été refroidies jusqu'à la température ambiante par refroidissement à l'air, ont été rapidement chauffées jusqu'à 950OC et, après maintien de cette température pendant plusieurs minutes, elles ont été refroidies dans différentes conditions de manière à obtenir des échantillons de structures désirées. Les conditions du traitement thermique et les résultats de mesure des structures microscopiques sont indiqués dans le Tableau 10. Tableau 9 : Compositions chimiques Echantillon No. C Si Mn S Autres éléments Remarques 23 0,05 0,4 1,5 0,05 Cr 0,8 24 0,04 0.5 1.6 0,003 Cr 0.5 Ce 0.003 Invention Nb 0.02 Tableau 10 - Conditions de traitement thermique et structures - Echantillon Conditions de traitement thermique No. Maintien en chaleur Vitesse de Structure refroidissement (taux surfacique) Remarques 23 950 C x 8 min 7 C/s 44%B- 9%M-F Invention 24 950 C x 8 min 40 C/s 24%B- 8%M-F B : Bainite F : Ferrite polygonale M : Martensite (contenant partiellement de l'austénite retenue) On a préparé une matière contenant 0,04% de Ce en addition à la composition de l'échantillon No. 23 et une matière ayant la même composition que l'échantillon No. 24 en faisant fondre les matières, puis en effectuant un laminage grossier et un laminage à chaud, puis un refroidissement et un enroulement dans les conditions indiquées dans le Tableau 11.Les échantillons résultants de tôle d'acier ont été transformés en jantes de roues normales par soudage par étincelage et par roulage. Les structures microscopiques, les propriétés mécaniques et l'aptitude de formage en jante des tôles d'acier respectives sont indiquées dans le Tableau 12. En outre, les résultats d'examen de la distribution de dureté après le soudage par étincelage de ces tôles d'acier laminé à chaud sont donnés sur la Figure 7. Cette figure montre que le ramollissement se produit à un degré considérable dans la zone thermiquement affectée de la structure d'acier F + M (échantillon No. 1) à cause de la décomposition de la martensite de seconde phase. D'autre part, dans la structure d'acier F + B + M conforme à la présente invention (échantillons Nos. II et III), le ramollissement est sensiblement diminué et, en présence de NbC, on observe un léger degre de durcissement, à la place d'un ramollissement, dans la zone thermiquement affectée. En conséquence, il n'existe pas de risque d'amor çage de rupture à partir de la zone thermiquement affectée dans la phase de roulage pour la structure d'acier F + B + M après l'opération de soudage par étincelage. Cela peut être confirmé en se référant au Tableau 12 qui donne le taux de rebut de jantes de roues. Tableau 11 : Conditions de fabrication - Echantillon Température Température No. Composition chimique de laminage Conditions de d'enroule de finition refroidissement ment Remarques I Addition de 0,04 % de Ce à 840 C 20 C/s-620 C-60 C/s 250 C Exemple Echantillon N 23 du compara Tableau 9. tif II - dito - 840 C 20 C/s-600 C-60 C/s 450 C Inven III Identique à Echantillon N 24 tion (Prog. I) du Tableau 9. 830 C 5 C/s-750 C-60 C/s 450 C " (") Tableau 12 : Structures et propriétés mécaniques - Taux de rebut Propriétés mécaniques à l'état brut de vente de Echantillon Structure Y.S. T.S. El. H.E. roues No. microscopique (Pa x 107 (Pa x 107) (%) (%) (%) Remarques I 22 M-F 34,8 65,3 27,2 65 60,0 Exemple comparatif II 28%b-6%M-F 31,7 56,8 28,8 160 2,5 Invention III 22%B-5%M-F 33,2 58,9 28,2 160 0,5 Invention Y.S. : Limite élastique T.S. : Résistance à la traction El. : Allongement H.E. : Limite d'expansion de trou Exemple 4 On a produit des brames de 30 mm d'épaisseur en faisant fondre sous vide et sous haute fréquence les. aciers de dif férentes compositions indiqués dans le Tableau 13, cette opération étant suivie par un forgeage et un laminage grossiers.Après chauffage à 12000C, les brames ont subi un laminage à chaud de finition en trois passes pour produire des tôles d'acier de 3,2 mm d'épaisseur en faisant intervenir plusieurs températures au-dessus du point Arl puis en effectuant un enroulement à différentes températures en dessous de 6000C. Le Tableau 14 donne les conditions de laminage à chaud de ces tôles d'acier en même temps que les résultats d'examen des structures microscopiques. Dans le Tableau 15, on a indiqué les propriétés mécaniques des tôles d'acier du Tableau 14 ainsi que les valeurs de la ténacité et les variations de dureté après le soudage par étincelage dans les conditions suivantes. Conditions de soudage: Marge d'étincelage : 3 mm Durée d'étincelage : 3 secondes Marge de refoulement : 3 mm Temps de refoulement : 2/60 seconde Vitesse de refoulement: 150 mm/s Dimensions d'ébauche : 30 mm (largeur) x 75 mm (R) x 3,2 mm (épaisseur) Dans le Tableau 15, on a utilisé le rapport "Y.P./T.S." comme paramètre d'estimation de la formabilité, une valeur faible de ce rapport correspondant à une meilleure possibilité de fixation de forme ou à une meilleure aptitude de travail.D'autre part, le symbole "YPE" (allongement à la limite élastique) indique la présence ou l'absence de plissements dans des parties qui sont soumises à une contrainte de traction par travail, la valeur de l'allongement à la limite élastique devant être aussi faible que possible pour empêcher ce plissement. Le symbole "TSXEL" (équilibre-résistance-allongement) définit l'équilibre entre la résistance et la ductilité, une valeur élevee de ce paramètre TSXEZ signifiant un meilleur équilibre. L'aptitude d'extension de trou (X) est un paramètre définissant l'aptitude de formation de collerette par étirage, une valeur élevée de ce paramètre indiquant une meilleure aptitude de formation de collerette par étirage. En ce qui concerne le soudage par étincelage, les symboles "vEs" (énergie de plateau supérieur) et "vTrs" (température de transition pour essai de résilience sur barreau à encoche V) constituent des paramètres permettant d'estimer la ténacité de la soudure, qui est améliorée lorsque la valeur de vEs augmente. Le symbole "tH Comme le montre le Tableau 15e les tôles d'acier produites par le procédé selon l'invention ont un faible rapport limite élastique/résistance à la traction, avec une valeur nulle de l'allongement à la limite élastique, et elles présentent un bon équilibre résistance-allongement. En outre, elles possèdent une excellente propriété d'aptitude à la formation de collerette par étirage ainsi qu'une bonne ténacité de la soudure, en donnant lieu à une petite augmentation de la dureté de la partie de délimitation de soudure et à une faible baisse de la dureté de la zone affectée thermiquement par la soudure, de sorte qu'on obtient au total une excellente soudabilité par résistance. Tableau 13 :Compositions chimiques (% en poids) Types d'acier C Si Mn P S Cr Al Autres A 0,055 1,54 0,011 0,007 1,03 0,031 Ce 0,02 B 0,065 0,53 1,83 0,015 0,006 0,039 Ce 0,02 C 0,051 0,51 1,48 0,006 0,004 0,53 0,030 Ce 0,02 D 0,075 0,48 1,45 0,005 0,010 1,10 0,034 Ce 0,02 E 0,045 0,40 1,51 0,014 0,005 0,43 0,029 Nb 0,029, Ce 0,02 F 0,070 1,05 0,92 0,015 0,004 1,30 0,033 Ce 0,02 Tableau 14 :Conditions de laminane à chaud et structures microscopiques Conditions de laminage à chaud Types Température Vitesse de Temps de Températ. Structure Echantillon d'a- de finition refroidisse- ref. à l'air d'enrol. microscopique No. cier (T2) (0 ) ment ( C s) à temp. T3 (T4) ( C) (%) Remarques 25 A 850 30 - 620 F+P 26 B 850 30 - " " 27 C 850 30 - " " Exemple comparatif 28 C 740 30 - " " 29 D 850 30 - " " 30 E 850 5 - " " 31 A 850 30*-60** 760 Cx15s 350 F+21B+2M 32 B 840 30*-60** 740 Cx10s 300 F+12B+2M Programme II 33 C 850 30*-60** 770 Cx10s 300 F+18B+2M selon 34 D 860 30*-40** 730 Cx15s 450 F+33B+5M l'invention 35 E 830 30*-60** 760 Cx10s 350 F+27B+3M 36 F 730 50** 730 Cx12s 250 F+32B+11M 37 F 730 50** " 300 F+32B+8M Programme III 38 F 730 50** " 350 F+30B+5M selon 39 F 730 50** " 450 F+38B+3M l'invention 40 F 730 50** " 550 F+39B+2M 41 C 740 50** " Temp. Exemple ambiante F+10M comparatif F : Ferrite polygonale P : Perlite B : Bainite M : Martensite (contenant partiellement de l'autstenite retenue) * : Vitesse de refroidissement primaire (C1) ** : Vitese de refroidissement secondaire (C2) Tableau 15 : Propriétés mécaniques - Ebauche Partie soudée Echantillon Y.S. T.S. El. YPE # vEs vTrs Remar No. (Pax107) (Pax107) (%) (%) YP/TS TSXE# (%) (kg-M) ( C) #Hv1* #Hv2* ques 25 30,6 40,2 38,0 2,7 0,76 1528 26 34,2 45,1 33,8 3,4 0,76 1524 Exem27 37,2 48,5 30,9 2,1 0,77 1499 ple 28 38,3 50,0 28,6 1,8 0,77 1430 compa29 40,5 53,2 23,9 1,7 0,76 1271 ratif 30 48,4 59,5 26,0 1,7 0,81 1547 31 29,2 58,4 27,2 0 0,50 1588 155 2,93 -55 +20 -1 32 33,0 54,1 28,3 0 0,61 1531 160 2,95 -55 +25 -2 33 33,0 53,2 28,4 0 0,62 1510 155 2,89 -60 +20 -3 34 29,1 59,5 28,6 0 0,49 1702 155 2,92 -55 +15 -2 In35 34,9 59,2 27,4 0 0,59 1622 155 2,87 -65 +20 +10 ven36 47,5 70,9 21,7 0 0,67 1539 155 3,04 -50 +10 -10 tion 37 37,5 65,8 24,7 0 0,57 1625 #160 2,81 -50 +15 -5 38 34,2 63,4 28,2 0 0,54 1788 #160 2,83 -55 +15 0 39 34,5 66,3 26,3 0 0,52 1744 #160 2,83 -55 +15 0 40 32,6 61,5 28,3 0 0,53 1740 #160 2,86 -55 +20 0 41 32,8 53,7 29,6 0 0,61 1590 120 2,75 -50 +30 -30 Exem ple compa ratif * : Dureté Vickers Y.S. : Limite élastique T.S. : Résistance à la traction El : Allongement YPE : Allongement à la limite élastique YP/TS : Rapport limite élastique/Résistance à la traction TSxEl : Résistance à la traction x allongement # :Limite d'expansion de trou Exemple 5 On a fondu la matière correspondant à la composition indiquée dans le Tableau 16 dans un appareil de fusion sous vide à haute fréquence et on a ensuite effectué une opération de laminage à chaud de la même manière que dans l'Exemple 4, en faisant varier la vitesse de refroidissement et la température d'enroulement de manière à obtenir les structures d'acier envisagées. Le Tableau 17 ci-après donne les conditions du laminage à chaud et les résultats de l'examen des structures microscopiques des tôles d'acier laminé à chaud, tandis que le Tableau 18 donne leurs structures mécaniques. Tableau 16 : Composition chimique (% en poids) Types | AI Autres dacier G 0.10 O.Z 1,3 0,008 0,005 0.7 0,025 Ce 0,007 Tableau 17 : Conditions de laminage à chaud et structures - Conditions de laminage à chaud Température Vitesse Temps de Température Echantillon de finition de refr. refroidis. d'enroulem. Structures microscopiques No. (0 ) ( C/s) à l'air ( C) ( C) F B M Remarques 42 840 60 - 350 15,8 81,9 2,3 Exemple 43 840 60 - 400 34,0 62,9 3,1 compara44 830 60 - 450 45,8 49,9 4,3 tif 45 830 5*-40** 810 350 61,3 33,8 4,9 Programme 46 840 5*-30** 810 350 74,5 19,8 5,7 I selon 47 820 4*-30** 800 350 80,9 15,3 3,8 l'inven48 850 20*-40** 730 350 58,0 39,8 2,2 tion 49 840 5*-150** 700 350 85,2 4,1 10,7 Exemple 50 840 10*-150** 600 350 85,8 2,3 11,8 compara tif 51 840 5*-30** 800 450 85,5 11,5 3,0 Programme 52 840 5*-30** 800 400 88,0 7,8 4,2 I selon 53 800 4*-60** 700 450 80,2 17,5 2,3 l'inven54 840 5*-80** 730 350 71,5 15,7 12,8 tion 55 840 5*-150** 780 350 66,4 16,3 17,3 Exemple 56 840 4*-150** 800 300 54,5 13,6 31,9 compara57 840 60 - 600 Ferrite + Pe tif F : Ferrite polygonale B : Bainite M : Martensite (contenant partiellement de l'austénite retenue) * :Vitesse de refroidissement primaire (C1) ** : Vitesse de refroidissement secondaire (C2) Tableau 18 : Propriétés mécaniques - Echantillon Y.S. T.S. El. # No. (Pax107) (Pax107) (%) YP/TS TSXEl (%) Remarques 42 65,5 87,4 10,5 0,75 918 127 43 57,1 78,2 11,2 0,73 875 139 Exemple comparatif 44 48,4 71,2 18,0 0,68 1281 143 45 40,1 64,7 24,7 0,62 1599 164 46 32,3 59,8 32,0 0,54 1914 172 47 32,3 59,9 31,9 0,54 1911 175 Invention 48 46,2 68,9 21,2 0,67 1461 151 49 35,7 63,7 24,3 0,56 1548 145 50 33,4 61,8 29,8 0,54 1842 140 Exemple comparatif 51 30,1 56,9 32,7 0,53 1861 182 52 29,0 54,8 32,9 0,53 1803 172 53 32,0 60,3 31,5 0,53 1899 175 Invention 54 36,3 62,6 28,7 0,58 1796 156 55 40,1 65,8 25,8 0,61 1698 144 56 46,3 71,3 18,2 0,65 1298 120 Exemple comparatif 57 31,8 43,5 33,3 0,73 1449 155 Y.S. : Limite élastique T.S. : Résistance àla traction El. : Allogement YP/TS : Rapport Limite élastique/Résistance à la traction TSxEl : Résistance à la traction x Allongement # : Limite d'expansion de trou Les résultats donnés ci-dessus montrent également que les tôles d'acier fabriquées par le procédé selon l'invention ont un faible rapport limite élastique/résistance à la traction et donnent lieu à une amélioration de l'équilibre résistance-allongement et également de l'aptitude à la formation de collerette par étirage. Exemple 6 On a préparé des échantillons d'acier correspondant aux compositions indiquées dans le Tableau 19, en adoptant les conditions de traitement thermique données également dans le Tableau 19. Les structures microscopiques et les propriétés mécaniques des tôles d'acier résultantes sont données dans le Tableau 20. On se rend compte que les tôles d'acier produites par le procédé selon l'invention présentent toutes une limite d'expansion des trous de 150% ou plus. Tableau 19 : Compositions chimiques et conditions de traitement thermique - Traitement thermique Echantillon Composition chimique (% en poids) Maintien en Vitesse de No. C Si Mn S Autres chaleur refroidis. Remarques 58 0,06 0,4 1,5 0,004 Cr : 0,8 950 Cx5min 5 C/s 59 0,06 0,8 1,5 0,004 Cr : 0,8 " " 60 0,04 0,8 1,0 0,005 Ni : 0,4, Cr : 0,4 " " Inven tion 61 0,06 0,8 1,5 0,004 Cr : 0,5, REM : 0,08 " 6 C/s 62 0,07 0,8 1,3 0,004 Cr : 0,4, Al : 0,03 " 10 C/s 63 0,05 0,8 1,3 0,004 Cr : 0,7, Cu : 0,1 800 Cx5min 10 C/s 64 0,07 0,8 1,5 0,004 Cr : 0,8, 780 Cx10min20 C/s Exemple compara tif Tableau 20 : Structures microscopiques et propriétés mécaniques - Propriétéss mécaniques Echantil- Structure microscopique Y.S. T.S. El. lon No. F B M M.P.S* (Pax107) (Pax107) (%) Y.S./T.S. # (%) Remarques 58 58 35 7 5 36,7 56,5 29,5 0,65 155 59 65 30 5 3,5 33,6 58,0 28,5 0,58 165 60 85 13 3 2 26,8 51,5 34,0 0,52 175 Invention 61 77 18 5 4 28,6 54,0 33,5 0,53 175 62 75 20 5 4 28,8 55,3 33,1 0,52 160 63 87 9 4 6 31,5 60,5 27,5 0,52 150 64 82 0 23 9 31,2 65,1 27,6 0,48 120 Exemple comparatif * : Dimension de particules de martensite (u) Y.S. : Limite élastique T.S. : Résistance à la traction El. : Allongement YS/TS : Rapport limite élastique/Résistance à la traction # : Limite d'expansion de trou REVENDICATIONS 1.- Tôle d'acier de haute résistance ayant un rapport limite élastique/résistance à la traction de valeur faible et pour laquelle l'équilibre résistance-allongement et l'aptitude de formage de collerette par étirage sont améliorés, caractérisée en ce qu'elle contient de 0,0là0,2% de C, de 0,3 à 2,5% de Mn et de 0,01 à 1,8% de Si et en ce qu'elle possède une structure à triple phase se composant de ferrite polygonale, de bainite et de martensite, les taux surfaciques desdites phases bainitique et martensitique etant respectivement de 4 - 45% et de 1 - 15%, et le taux surfacique de ladite phase bainitique étant supérieure celui de la phase martensitique. 2.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que le taux surfacique de ladite phase bainitique est compris entre 6 et 35%. 3.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que le taux surfacique de ladite phase martensitique est compris entre 1 et 10%. 4.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que cette tôle est utilisée pour la fabrication d'un disque de roue de véhicule automobile. 5.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ladite tôle est utilisée pour la fabrication d'une jante de roue de véhicule automobile. 6.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ladite martensite a une dimension de particules inférieure à 6 microns. 7.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit acier contient au moins un élément choisi dans le groupe se composant de 0,1 - 1,5% de Cr, 0,1 - 0,6% de Cu, 0,1.- 1% de Ni et 0,0005 - 0,01% de B. 8.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit acier contient au moins un élément choisi dans le groupe se composant de 0,01 - 0,1% de Nb, 0,02 - 0,2% de V, 0,01 - P,18 de Ti et 0,02 - 0,2% de Zr. 9.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit acier contient au moins un élément choisi dans le groupe se composant de 0,005 - 0,1% d'une terre rare, 0,0005 - 0,01% de Ca et 0,0005 - 0,01% de Mg. 10.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit acier contient de 0,005 à 0,06% d'Al. 11.- Tôle d'acier de haute résistance selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit acier contient de 0,03 à 0,1% de P. 12.- Procédé de fabrication d'une tôle d'acier de haute résistance qui a un rapport limite élastique/résistance à la traction de valeur faible, dont l'équilibre résistanceallongement et l'aptitude de formage de collerette par étirage sont améliorés et qui possède une structure à triple phase se composant de ferrite polygonale, de bainite et de martensite, les taux surfaciques desdites phases bainitique et martensitique étant respectivement de 4 - 45% et de 1 - 15%, et le taux surfacique de ladite phase bainitique étant supérieur à celui de ladite phase martensitique, procédé caractérisé en ce qu'il consiste à (1) soumettre un acier contenant 0,01 - 0,2% de C, 0,3 - 2,5% de Mn et 0,01 - 1,8% de Si à un traitement de laminage à chaud-refroidissement choisi dans le groupe comprenant:: (i) laminage à chaud de l'acier à une température de laminage de finition supérieure au point Ar3, suivi par un refroidissement de l'acier laminé à chaud de la température de laminage de finitionjus que dans une plage de températures comprises entre le point Ar3 et le point Arl avec une vitesse moyenne de refroidissement de 3 à 700C/s, (ii) laminage à chaud de l'acier à une température de laminage de finition supérieure au point Ar3, suivi par un refroidissement de l'acier laminé à chaud de la température de laminage de finition jusque dans une plage de températures comprises entre le point Ar3 et le point Arl avec une vitesse moyenne de refroidissement de 3 à 700C/s, puis par un refroidissement par air ou un refroidissement lent pendant 2 à 20 secondes depuis la plage de températures comprises entre Ar3 et Ar1, et (iii) laminage à chaud de l'acier dans une plage de tem peratures de laminage de finition comprises entre Ar3 et Arl, suivi par un refroidissement à l'air ou un refroidissement lent de l'acier laminé à chaud pendant 2 à 20 secondes à partir de la plage de températures comprises entre Ar3 et Arl, puis (2) refroidir additionnellement l'acier ainsi obtenu jusqu'à une température inférieure à 5500C à une vitesse moyenne de refroidissement non-inférieure à 200C/s, puis (3) enrouler la tôle d'acier refroidi. 13.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que ladite tôle d'acier est enroulée à une température de 300 à 5500C. 14.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que la vitesse moyenne de refroidissement depuis la température de finition de laminage à chaud jusqu'à une température comprise entre les points Ar3 et Arl dans la phase (i) de l'opération (1) est de 3 à 300C/s. 15.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que ladite vitesse moyenne de refroidissement depuis la température de finition de laminage à chaud jusqu'à une température comprise entre les points Ar3 et Ar dans la phase (ii) de l'opération (1) est de 20 a 700C/s. 16.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que ladite vitesse moyenne de refroidissement dans l'opération (2) est de 30 à 700C/s.