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PROCEDE DE FABRICATION D'ACIERS HYPEREUTECTOIDES OU LEDEBURITIQUES A REPARTITION FINE DES CARBURES SEGREGATION REDUITE .ETUSINABILITE
AMELIOREE.
La fabrication d'aciers hypereutectoides ou lédéburitiques, qui sont employés en particulier pour les outils de haute qualité, présente une série de difficultés métallurgiques. Ces aciers, au nombre desquels fi- gurent, par exemple, les aciers à coupe rapide pour les tours à grande vi- tesse, la majeure partie des aciers alliés à outils ainsi que les aciers non alliés à outils à plus de 0,85 % de C, ont un large intervalle de solidifi- cation, qui conduit aux phénomènes de séparation connus. En outre, lorsque la teneur en carbone est suffisamment élevée, les carbones se séparent sous la forme de l'eutectique de ledéburite, qui, en particulier lorsque la soli- dification-est lente, se présente sous la forme d'un réseau grossier.
Ce gros réseau de carbure et de ledéburite de ces aciers exerce absolument une influence défavorable. Comme on le sait, l'usinage à chaud de ces aciers est très difficile. Le laminage ou le forgeage ne peut être effec- tué que dans une zone de température très étroitement limitée et les défor- mations ou changements de forme que l'on peut obtenir en une chaude sont re- lativement minimes, de sorte que ces aciers doivent toujours être façonnés en plusieurs chaudes. Les chauffages répétés pour le fagonnage à chaud en- traînent naturellement des frais correspondants.
Pour que ces aciers à outils remplissent les conditions posées par l'utilisateur, il faut que, par une déformation à chaud soigneuse et poussée, le réseau'des carbures soit complètement détruit et il faut tendre vers une répartition aussiuniforme que possible des carbures fins. Si l'on obtient pas cette répartition des carbures, on doit s'attendre à des ennuis quant au comportement lors de la trempe, qui aboutissent à la mise au rebut.
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La répartition des carbures exerce une influence décisive sur le comportement de déformation ou gauchissement des aciers à la trempe. En- fin, il ne faut perdre de vue que de grandes occlusions de carbures irrégu- lières non seulement ont une influence nuisible sur les propriétés de résis- tance à l'usure, mais peuvent, en particulier pour les outils à taillants ou à arêtes affilées, donner lieu à des ébrèchements et par conséquent à la'des- truction de l'outil. On a donc depuis toujours pris des mesures pour obtenir une fine répartition des carbures aussi régulière que possible.
On estime indispensable un forgeage poussé, au moins décuple, on prévoit le forgeage dit à plusieurs dimensions, dans lequel des étirages et des refoulements également en travers par rapport à la direction princi- pale de déformation ou façonnage sont appliquéesToute cette dépense est nécessaire parce que dans les procédés de coulée existants la répartition défavorable des carbures et la ségrégation des lingots ne peuvent pas être évitées.
Selon l'invention, on obtient cependant un progrès important si l'on coule ces aciers non suivant les procédés habituels mais en conti- nu en barre dans une coquille à paroi mince, refroidie par un liquide. Dans ce cas, il n'est pas nécessaire que la barre se solidifie complètement dans la coquille. On peut aussi amener à la solidification à peu près jusqu'à là moitié de la section transversale de la barre à l'extérieur de la coquille, mais alors il est à conseiller de prévoir à l'extérieur de la coquille en- core un refroidissement séparé qui provoque une solidification accélérée.
Pour obtenir les propriétés de l'acier coulé en barre conformes à l'inven- tion, il est nécessaire de mener l'opération de telle manière que la vitesse de croissance de la couche solidifiée, en direction radiale, s'élève à au moins 1,5 cm/min, de préférence à au moins 2 cm/min.
Il faut veiller spécialement à ce que ces vitesse de solidifi- cation existent non seulement au début de la solidification mais encore qu'elles ne descendent pas au-dessous de ces chiffres pendant toute la so- lidification. Cette vitesse élevée de solidification donne une fine répar- tition des carbures et évite la formation d'un réseau de ledéburite gênant l'usinage à chaud et influençant défavorablement la qualité.
Un procédé de coulée continue en barre pour l'acier par lequel- les conditions exigées peuvent être respectées est décrit en détail dans la revue "Stahl and Eisen" 69 (1949), pages 813-819o Dans ce procédé, dans le- quel on travaille sans four de conservation à l'état chaud et l'on emploie une coquille relativement longue refroidie à l'eau et à paroi mince, l'enlè- vement de chaleur de la barre se fait presqu'exclusivement en direction ra- diale. Les vitesses de descente du métal qui entrent en considération s'é- lèvent à environ 1,5 m/min.
Toutefois, alors que la constitution de la structure des aciers coulés en barre continue est paraît-il la même que celle obtenue dans les petites coquilles et en général on doit s'y attendre aussi à première vue, on doit considérer comme d'autant plus surprenant que pour certains groupes d'aciers, à savoir pour les aciers hypereutectoides et ledéburitiques, il soit possible d'obtenir par application du procédé de coulée continue en bar- re une structure favorable du produit coulé.
Pour avoir une comparaison avec la fabrication selon les procé- dés de coulée en lingots habituels relativement à la vitesse de solidification entrant en considération, on va citer quelques données relatives à celle-ci pour les petits lingots tels qu'on en emploie habituellement dans les acié- ries fabriquant des aciers spéciaux, selon B. Matuschka, Arch. Eisenhüttenw.
6 (1932-33), pages 4 et 5. D'après cet auteur, pour un lingot de 350 kg la vitesse de solidification jusqu'à la première minute s'élève à 2,2 cm/min.; après la 4e minute elle est tombée à 0,7 cm/min. et après la 15e minute à 0,3 cm/min. La solidification complète d'un lingot de ce genre demande 17 mi- nutes. Un lingot plus petit pesant 200 kg présente au début de la solidifi- cation également une vitesse de solidification de 2,2 cm/min, qui, après 4 minutes, est tombée à 0,8 cm/min et après 10 minutes à 0,4 cm/min. La soli-
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dification complète exige 13 minutes.
Des essais de la déposante sur'un lin- got de 100 kg ayant un diamètre moyen de 150 mm, qui, à cause de sa petitesse, est déjà antiéconomique pour de nombreux usages, ont montré que pour la soli- dification complète il faut de 8 à 10 minutes.
En comparaison de cela, il est possible, dans la coulée continue en barre dans une coquille à paroi mince, refroidie par un liquide, d'obtenir des vitesses de solidification très considérablement plus élevées.
Dans le cas d'une barre de 130 mm de diamètre, qui a été coulée dans une coquille de 800 mm de long à une vitesse de 90 cm/min, la solidifi- cation complète est atteinte après une longueur de barre de 1,9 m. La durée totale de la solidification s'élève par conséquent à 2,1 minutes; il ressort de là que l'accroissement dépaisseur de paroi par minute est d'environ 3 cm.
La durée de la solidification est égale à 1/8 de celle d'un lingot d'un poids de 350 kg et même par rapport à celle du petit lingot de 100 kg elle n'est que de 1/4 à 1/5.
Des essais comparatifs concernant l'usinage à chaud ont montré que les aciers fabriqués par coulée continue en barre de la manière décrite plus haut peuvent être déformés en une chaude jusqu'à un allongement deux fois aussi grand. Il est apparu en outre que pour une barre de ce genre;, par exemple d'acier pour tours à grande vitesse à 0,8 % C, 18 % Tu, 4 % Or, 2 % V, 3 % Co, pour une déformation à environ 60 mm, ce qui correspond à une dé- formation quintuple, on obtient déjà une répartition des carbures absolument irréprochable, accompagnée d'une exemption poussée de ségrégation.
Par rapport à cela, un lingot de 100 kg de 150 mm de diamètre formé à partir de la même fusion a dû être usiné à environ 35 mm pour obtenir une répartition des car- bures aussi fine et régulière. La déformation du lingot coulé de la manière habituelle s'est donc élevée au dix-septupleo
Par la vitesse de solidification plus élevée dans l'application du procédé de coulée continue en barre connu indiqué, on obtient donc pour les aciers de ce genre un effet surprenant.
R E V E N D I C A T 1 0 N .
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PROCESS FOR MANUFACTURING HYPEREUTECTOID OR LEDBURITIC STEELS WITH FINE DISTRIBUTION OF CARBIDES REDUCED SEGREGATION .ETUSINABILITY
IMPROVED.
The manufacture of hypereutectoid or led deburitic steels, which are used in particular for high quality tools, presents a series of metallurgical difficulties. These steels, which include, for example, high speed cutting steels for high speed lathes, the major part of alloy tool steels as well as non-alloy tool steels above 0.85%. of C, have a wide solidification interval, which leads to the known separation phenomena. Further, when the carbon content is high enough, the carbons separate in the form of the deburite eutectic, which, especially when the solidification is slow, takes the form of a coarse network.
This large network of carbide and deburite of these steels exerts an absolutely unfavorable influence. As is known, the hot machining of these steels is very difficult. Rolling or forging can only be carried out in a very narrowly limited temperature zone and the deformations or changes in shape that can be obtained in a hot one are relatively small, so these steels must always be shaped into several hot. Repeated heating for hot bundling naturally entails corresponding costs.
In order for these tool steels to meet the conditions set by the user, it is necessary that, by careful and thorough hot deformation, the carbide network is completely destroyed and it is necessary to tend towards as uniform a distribution as possible of the fine carbides. If this distribution of the carbides is not obtained, one must expect trouble with the behavior during quenching, which results in scrapping.
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The distribution of the carbides has a decisive influence on the deformation or warping behavior of steels during quenching. Finally, it should be borne in mind that large occlusions of irregular carbides not only have a detrimental influence on the wear resistance properties, but can, in particular for cutting or cutting tools. sharpened, give rise to chipping and consequently to the destruction of the tool. Measures have therefore always been taken to obtain a fine distribution of the carbides as even as possible.
It is considered essential a deep forging, at least tenfold, one foresees the so-called forging with several dimensions, in which draws and upsets also across with respect to the main direction of deformation or shaping are applied All this expense is necessary because in the existing casting processes the unfavorable distribution of the carbides and the segregation of the ingots cannot be avoided.
According to the invention, however, significant progress is obtained if these steels are cast not according to the usual methods but continuously as a bar in a thin-walled shell cooled by a liquid. In this case, it is not necessary for the bar to solidify completely in the shell. It is also possible to solidify up to about half of the cross section of the bar outside the shell, but then it is advisable to provide further cooling outside the shell. separated which causes accelerated solidification.
In order to obtain the properties of the cast steel bar according to the invention, it is necessary to carry out the operation in such a way that the growth rate of the solidified layer, in the radial direction, is at least 1.5 cm / min, preferably at least 2 cm / min.
Special care must be taken to ensure that these solidification rates exist not only at the onset of solidification, but also that they do not fall below these figures throughout the solidification. This high rate of solidification gives a fine distribution of the carbides and prevents the formation of a debit network which hinders the hot machining and adversely affects the quality.
A continuous bar casting process for steel by which the required conditions can be met is described in detail in the journal "Stahl and Eisen" 69 (1949), pages 813-819. working without a hot preservation oven and a relatively long, water-cooled, thin-walled shell is employed, the heat removal from the bar is almost exclusively in the radial direction. The descent speeds of the metal which come into consideration are about 1.5 m / min.
However, while the constitution of the structure of steels cast in a continuous bar is apparently the same as that obtained in small shells and in general it is also to be expected at first glance, it should be considered as all the more It is surprising that for certain groups of steels, namely hypereutectoid and deburitic steels, it is possible to obtain by application of the continuous bar casting process a favorable structure of the cast product.
In order to have a comparison with the manufacture according to the usual ingot casting processes with respect to the solidification rate coming into consideration, we will cite some data relating to the latter for small ingots such as are usually employed in steelworks producing special steels, according to B. Matuschka, Arch. Eisenhüttenw.
6 (1932-33), pages 4 and 5. According to this author, for an ingot of 350 kg the rate of solidification until the first minute is 2.2 cm / min .; after the 4th minute it dropped to 0.7 cm / min. and after the 15th minute at 0.3 cm / min. Complete solidification of such an ingot takes 17 minutes. A smaller ingot weighing 200 kg at the start of solidification also exhibits a solidification rate of 2.2 cm / min, which after 4 minutes has fallen to 0.8 cm / min and after 10 minutes to 0, 4 cm / min. The soli-
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Complete modification requires 13 minutes.
Applicant's tests on a 100 kg linen with an average diameter of 150 mm, which, because of its small size, is already uneconomical for many uses, have shown that for complete solidification it is necessary to 8 to 10 minutes.
In comparison with this, it is possible in the continuous bar casting in a thin-walled, liquid-cooled shell to achieve very considerably higher solidification rates.
In the case of a 130 mm diameter bar, which has been cast into an 800 mm long shell at a speed of 90 cm / min, complete solidification is achieved after a bar length of 1.9 mr. The total duration of solidification is therefore 2.1 minutes; From this it can be seen that the increase in wall thickness per minute is about 3 cm.
The duration of solidification is equal to 1/8 of that of an ingot weighing 350 kg and even compared to that of the small ingot of 100 kg it is only 1/4 to 1/5.
Comparative tests on hot machining have shown that steels made by continuous bar casting as described above can be hot deformed to twice as great an elongation. It has also appeared that for a bar of this type ;, for example steel for high speed lathes at 0.8% C, 18% Tu, 4% Gold, 2% V, 3% Co, for deformation at about 60 mm, which corresponds to a quintuple deformation, an absolutely perfect distribution of the carbides is already obtained, accompanied by a thorough exemption from segregation.
Compared to this, a 100 kg ingot 150 mm in diameter formed from the same melt had to be machined to about 35 mm to achieve such a fine and even distribution of the carbides. The deformation of the ingot cast in the usual way therefore amounted to seventeenupleo
By the higher solidification rate in the application of the indicated known continuous bar casting process, therefore, a surprising effect is obtained for steels of this kind.
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