"Aciers de construction présentant une bonne soudabilité
et leur préparation"
La présente invention est relative à des aciers
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sion de chaleur, ces aciers présentant peu de fragilité dans
les zones influencées par la chaleur, même lorsqu'on les soumet à un soudage avec une forte admission de chaleur, et elle se rapporte plus particulièrement à un acier de construc-
ti' n qui est bien adapté à l'utilisation dans un soudage à forte admission de chaleur et peut être obtenu grâce à des procédés ordinaires de fabrication de lingots, de fabrication de blooms et de laminage, l'invention se rapportant également à un procédé de production d'aciers de ce genre.
Récemment, on a adopté un type de soudage à forte admission de chaleur pour souder divers types d'aciers de construction dans le domaine de la construction de navires et d'autres domaines similaires, dans un essai d'amélioration du rendement de l'opération de soudage. Cependant, si on applique un soudage à forte admission de chaleur aux aciers de construction d'un type traditionnel, les zones influencées par
la chaleur montrent alors un acc roissement de fragilité. Sous ce rapport, la tendance à l'accroissement de fragilité est renforcée, au fur et à mesure que le niveau de la résistance d'un acier de construction est augmenté.
La cause de cet accroissement de fragilité des zones influencées par la chaleur, en particulier au voisinage d'une ligne de fusion obtenue par soudage avec une forte admission de chaleur, est le fait qu'une telle ligne de fusion
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chaleur de soudage, et est ensuite refroidie lentement, en sorte qu'il en résulte une structure supérieure de bainite comportant de gros grains et, de ce fait, une ténacité diminuée au voisinage de la ligne de fusion.
Récemment, on a proposé de nombreux procédés, tels que ceux développés dans la demande de brevet japonais publiée n[deg.] S48-6008, dans la demande de brevet japonais mise à la disposition du public n[deg.] S49-91012, et dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique n[deg.] 3.773.500, pour résoudre le problème de l'augmentation de fragilité dans les zones influencées par la chaleur d'aciers de construction qui ont été soudés avec v une forte admission de chaleur. Suivant ces essais, les particules de TiN et de ZrN qui sont stables à une température élevée sont dispersées et précipitées finement dans les aciers, en sorte que ces fines particules sont utilisées pour supprimer le grossissement des grains d'austénite dans les zones influencées par la chaleur lors d'un soudage à forte admission de chaleur.
En outre, ces nitrures servent de noyaux pour la transformation en une structure de ferrite-perlite au cours d'une phase ultérieure de refroidissement et ils donnent une fine structure de ferrite-perlite avec une bonne ténacité dans les zones influencées par la chaleur.
Les valeurs de Charpy de lignes de fusion d'aciers de construction soudés avec une forte admission de chaleur, restent seulement aux environs de 6 kgm, lorsqu'on les soumet à un soudage à forte admission de chaleur, non inférieure à 50.000 joules/cm, tout en présentant une bonne qualité.
Toutefois, ces essais antérieurs présentent de nombreux inconvénients dans la production d'aciers découlant d'un procédé utilisant du TiN et du ZrN qui sont stables dans les états finement dispersés et précipités aux températures élevées.
La dispersion et la précipitation du TiN et du ZrN fins, qui sont stables aux températures élevées, imposent l'utilisation d'une vitesse de refroidissement rapide d'un lingot d'acier ou d'une billette coulée au cours de la phase de solidification-refroidissement d'une fabrication d'acier afin d'empêcher l'agglomération et l'épaississement des particules de n-trures, ou encore l'utilisation d'un chauffage
du lingot d'acier ou de la billette coulée, dans lesquels
des nitrures ont été précipités en particules de grande dimension, jusqu'à des températures élevées (par exemple jusqu'au-dessus de 1300[deg.]C) pour former des solutions solides, avec ensuite un refroidissement à une allure rapide de refroidissement pour empêcher une reprécipitation des particules de nitrures, ou encore l'utilisation d'une limitation imposée sur les conditions d'égalisation et de chauffage des aciers, avant les phases de formation de blooms et de laminage, afin de supprimer l'agglomération et le grossissement des particules de nitrures qui sont précipitées.
Cependant, pour arriver à un moyen permettant l'obtention d'une vitesse de refroidissement plus rapide d'un lingot d'acier ou d'une billette coulée au cours d'une phase de solidification-refroidissement réalisée à l'échelle industrielle ordinaire, on n'a envisagé qu'un procédé de coulée en continu mais un tel procédé ne permet pas la production de tôles d'acier de grandes dimensions, de plus de 15 tonnes, en tant que tôles d'acier pour la construction des navires, si on emploie les installations existantes de coulée en continu. Ceci impose une limitation sur l'application des tôles d'acier à titre d'aciers de construction de ce genre pour un soudage avec forte admission de chaleur.
D'autre part, si on emploie un procédé de chauffage à haute température, il faudrait alors prévoir un four de traitement thermique d'un type spécial, pouvant résister aux traitements thermiques à des températures élevées. En outre, si on utilise le procédé limité d'égalisation et de chauffage, le processus de la-
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tôles d'acier. En conséquence, ces procédés ne se sont pas avérés appropriés à la production d'aciers à l'échelle industrielle.
En conséquence, un but principal de la présente invention est de prévoir un acier de construction bien adapté à l'utilisation dans un soudage avec forte admission de cha-leur, tout en évitant les problèmes rencontrés dans la production des aciers antérieurs du type décrit.
Un autre but de la présente invention est de prévoir un acier de construction destiné à l'utilisation dans un soudage avec forte admission de chaleur, cet acier pouvant être produit suivant un procédé ordinaire de fabrication de lingots, dans lequel.la vitesse de refroidissement du lingot ou d'une billette coulée est lente, et aussi suivant les procédés ordinaires de formation de blooms et de laminage.
Un autre but de la présente invention est de prévoir un acier de construction destiné à l'utilisation dans un soudage à forte admission de chaleur, acier qui, lorsqu'il est soumis à un tel soudage, présente une zone influencée par la chaleur (ligne de fusion, ligne de fusion + 2 mm, ligne de fusion + 4 mm) qui donne une ténacité égale ou supérieure à celle d'un acier de construction pour soudage à forte admission de chaleur, qui a été produit grace à un procédé de la technique antérieure.
Suivant la présente invention, un acier de construction destiné à l'utilisation dans un soudage à forte admission de chaleur est produit grâce à un procédé dans lequel un acier en fusion est soumis à un traitement au calcium ou au magnésium pour que cet acier contienne en combinaison du titane et/ou du magnésium, plus du calcium et/ou du magnésium, afin de transformer la structure de la zone influencée par la chaleur, en particulier au voisinage de la ligne de fusion, en une fine structure de ferrite-perlite ou en une fine structure de bainite, dans le but d'essayer d'améliorer la ténacité de la ligne de fusion, avec en outre l'addition de cérium et/ou de lanthane à l'acier en fusion en vue d'améliorer la ténacité à la ligne de fusion + 2 mm et à la ligne de fu-
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Les buts et caractéristiques précédents de la présente invention pourront être atteints aisément grace au procédé défini ci-dessus.
De façon plus particulière, suivant la présente invention, on prévoit un acier de construction bien adapté à l'utilisation dans un soudage à forte admission de chaleur, cet acier contenant, en pour-cent en poids, de 0,03 à 0,23�
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d'azote, ainsi que de 0,005 à 0,05% de cérium et/ou de lanthane, suivant les exigences, le restant étant essentiellement constitué par du fer et les impuretés, l'équivalent de carbone allant de 0,25 à 0,55%.
Suivant un autre aspect de la présente invention, l'acier de construction susdit contient en outre, en pourcent en poids, au moins un type parmi les composants du grou-
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quantité non supérieure à 0,50% et/ou du niobium en une quantité non supérieure à 0,1%, du vanadium en une quantité non
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à 0,005%. L'acier de construction précité suivant la présente invention présente une ténacité remarquable dans les zones influencées par la chaleur, en particulier le long de la ligne de fusion, après un soudage avec une forte admission de chaleur.
L'invention sera décrite plus complètement encore ci-après en considérant des formas de réalisation préférées.
On envisagera d'abord les avantages de l'addition en combinaison de Ti et/ou de Zr, et de Ca et/ou de Mg plus du Ce et/ou du La, qui jouent un rôle important dans l'amélioration de la ténacité d'une zone influencée par la chaleur dans un soudage à forte admission de chaleur d'un acier de construction suivant la présente invention.
Pour l'amélioration de la ténacité dans une zone influencée par la chaleur, en particulier au voisinage d'une ligne de fusion, qui a subi un soudage avec une forte admission de chaleur, il est nécessaire de supprimer l'aug,nentation de la dimension des grains d'austénite et de former une fine structure de ferrite-perlite ou une fine structure de bainite. Par conséquent, il est nécessaire de prévoir une quantité donnée de TiN fin, servant comme obstacle à une migration à la limite des grains ou de noya u pour la transformation en ferrite-perlite ou la transformation en bainite. Jusqu'à présent, dans le cas où un acier contenant du Ti et du Zr étant produit suivant un procédé de la technique antérieure pour la fabrication de lingots, il en résultait de grosses particules de TiN et/ou de ZrN, ce qui suppose moins d'amélioration dans la ténacité d'un acier.
D'autre part, si les quantités de Ti et de Zr sont réduites, la structure du TiN et du ZrN précipités sera rendue plus fine. Toutefois, en raison d'une faible quantité de TiN et de ZrN précipités, le TiN et le ZrN forment des solutions solides dans l'acier, en raison des cycles thermiques de soudage, ce qui ne permet pas d'obtenir une ténacité intéressante dans une zone influencée par la chaleur.
La demanderesse a procédé à des études en vue d'ob-
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sant de façon similaire à ceux du TiN et du ZrN. il en est résulté que la demanderesse a trouvé qu'un acier additionna de Ti et de Zr, qui a été soumis à un traitement au calcium ou au magnésium au stade final du soufflage dans un four ou dans une poche après soufflage, ou encore dans un moule de coulée, contient d'autres fines particules d'une dimension
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de 200 à 500 A, ces particules étant supposées être des inclusions non métalliques de Ca ou de Mg. De ce fait, des aciers traités au calcium et au magnésium, contenant du ti-
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dans une zone affectée par la chaleur, en particulier au voisinage de la ligne de fusion lors d'un soudage à forte admission de chaleur, la ténacité d'une zone affectée par la chaleur étant améliorée, en particulier le long de la ligne de fusion. Ces fines particules sont dispersées individuellement ou sont en contact avec du TiN ou du ZrN, comme illustré par les photographies 1 et 2 jointes à la présente description à titre d'échantillons, et elles sont très stables aux températures élevées. Ces fines particules jouent également le rôle de noyaux pour la précipitation de TiN ou de ZrN afin d'obtenir ceux-ci dans un état plus fin. En outre, ces particules servent à agir ou à se comporter comme le TiN ou le ZrN, c'est-à-dire comme obstacle à une migration aux joints des grains et comme noyaux pour la transformation dont il a été question précédemment.
Il en résulte la suppression du grossissement des grains d'austénite, et que la formation de la fine structure de ferrite-perlite et de la fine structure de bainite peut être améliorée, ce qui contribue à l'amélioration également de la ténacité d'une zone influencée par la chaleur, en particulier au voisinage de la ligne de fusion.
D'autre part, si on ajoute du Ce et/ou du La à un <EMI ID=10.1>
du Ca, en combinaison, on peut arriver à une amélioration encore renforcée de la ténacité d'une zone influencée par la chaleur, montrant une fine structure de ferrite-perlite et une fine structure de bainite, en particulier dans la ténacité ligne de fusion+2mm et d'une ligne de fusion+4mm. Ceci est dû au fait que le Ce et/ou le La se combinent avec le S qui est contenu sous forme d'une solution solide dans l'acier en fusion, et cela donne du CeS et du LaS, restant sous forme de particules globulaires fines, extrêmement stables, dans l'acier, sans formation de particules du type A, par exemple du MnS.
Ceci réduit fortement la quantité de S contenue dans un acier en fusion sous la forme d'une solution solide et supprime la reprécipitation du S aux limites des grains, qui a été refondu durant le cycle thermique de soudage au cours d'un soudage à forte admission de chaleur. Ceci est considéré comme contribuant à l'amélioration de la ténacité d'une zone influencée par la chaleur.
Parmi les types d'aciers auxquels la présente invention s'applique, on a une large gamme d'aciers à haute résistance à la traction (HT50 à HT80), c'est-à-dire ayant des résistances à la traction de l'ordre de 50 à 80 kg/mm<2>, ainsi que des aciers au carbone calmés à l'aluminium pour un service à basse température. Les avantages de la présente invention se montrent particulièrement bien dans des aciers qui doivent être soudés avec une forte admission de chaleur (par
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de chaleur de plus de 50.000 joules/cm et, pour les aciers cal-
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de 30.000 joules/cm). Ceci est également vrai avec des aciers qui sont utilisés à l'état tel que laminé ou qui sont soumis <EMI ID=13.1>
normalisation, de refroidissement rapide et de revenu, ou autres traitements de ce genre.
On décrira maintenant plus en détail comment on est arrivé à déterminer les compositions d'aciers suivant la présente invention.
La quantité de carbone peut varier entre 0,03 et
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fissuration au soudage sont d'autant meilleures que la quantité de carbone est plus basse. Cependant, une quantité non supérieure à 0,03 � crée un adoucissement dans une zone influencée par la chaleur, qui a été soudée avec une forte admission de chaleur, ainsi qu'une diminution de la résistance du métal de base. De ce fait, un minimum de 0,03 % de carbone est nécessaire. Une quantité de carbone supérieure à 0,23 % influence de façon néfaste la ténacité d'une ligne de fusion qui a été soudée avec une forte admission de chaleur, en provoquant un accroissement de fragilité dans cette zone, avec pour résultat une résistance amoindrie à la fissuration au soudage et une moindre ductilité de soudage des tôles d'acier. De la sorte, la limite supérieure de la quantité de carbone est de 0,23 %.
Le silicium est présent en une quantité de l'ordre de 0,02 à 0,8%. Un minimum de 0,1 % de silicium est nécessaire pour la désoxydation d'un acier calmé. Comme la présente invention peut être appliquée à un acier semi-calmé et à un acier calmé à faible teneur de silicium, la quantité minimum de silicium dans un acier doit être de 0,02 %. Une quantité de silicium dépassant 0,8 % est trop élevée car elle provoque le durcissement de la structure de l'acier, ce qui nuit à la ténacité des tôles d'acier, ainsi qu'à la ténacité des zones influencées par la chaleur lors d'un soudage avec <EMI ID=15.1>
rieure pour le silicium est de 0,8 %.
La quantité de manganèse est comprise entre 0,5 et 2,5 %. Une quantité de manganèse inférieure à 0,5 % provoque une augmentation notable d'adoucissement dans une zone influencée par la chaleur, qui a été soudée avec une forte admission de chaleur, avec une diminution concomitante de la résistance du métal de base. De ce fait, la limite inférieure pour le manganèse est de 0,5 %. D'autre part, une quantité de manganèse dépassant 2,0 % affecte la ténacité d'une zone influencée par la chaleur et du métal de base, dans le cas d'une tôle d'acier contenant essentiellement un système Si-Mn ordinaire. Toutefois, il s'est avéré récemment que la présente invention peut être appliquée à une tôle d'acier d'un système C(teneur basse)-Mn(teneur élevée)-(v)-
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jusqu'à 2,5 % de Mn. De la sorte, la ténacité d'une zone influencée par la chaleur, lors d'un soudage avec une forte admission de chaleur, est améliorée dans une forte mesure. De ce fait, la limite supérieure de la quantité pour le manganèse est de 2,5 %.
La quantité du titane devrait de préférence être de
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zirconium devrait de préférence se situer dans l'intervalle de 0,015 à 0,030 % lorsqu'on l'utilise seul, et, de préférence, les quantités de titane et de zirconium à ajouter en combinaison devraient se situer entre 0,008 et 0,030 %. Dans le cas du titane ou du zirconium seul ou en combinaison, une quantité minimum de 0,005 % est nécessaire, sinon la quantité résultante de ZrN et de TiN est trop faible, ce qui à son tour mène à l'impossibilité d'obtenir une excellente ténacité dans une zone influencée par la chaleur. De la sorte, la <EMI ID=18.1>
Toutefois, les quantités de Ti et de Zr supérieures à 0,05% augmentent la dimension des particules de TiN et de ZrN et la somme des inclusions d'oxydes de Ti ou de Zr, de sorte que la ténacité d'une zone affectée par la chaleur, qui a été soudée avec une forte admission de chaleur, est diminuée, ainsi que la ténacité du métal de base. Les quantités particulièrement préférées pour Ti et Zr en vue d'obtenir la ténacité voulue à une ligne. de fusion sont celles données précédemment, les teneurs générales étant de 0,005 à 0,05�.
Le N est présent en une quantité de 0,002 à
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les quantités de TiN et de ZrN à précipiter, ce qui ne permet pas de réduire l'augmentation de la dimension des grains d'austénite. De ce fait, la limite inférieure de la quanti-
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passant 0,008 % a pour résultat un accroissement de fragilité du métal de base et d'une zone affectée par la chaleur, qui ont été soudés avec une forte admission de chaleur, en parti-
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la limite supérieure est de 0,008 %.
Le Ca et/ou le Mg sont de préférence présents dans
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Mg est nécessaire pour rendre les particules de TiN et/ou de ZrN plus fines, ainsi que les grains d'austénite, afin d'améliorer de la sorte la ténacité à une ligne de fusion. Sous ce rapport, les conditions d'addition du Ca et/ou du Mg jouent un rôle important pour atteindre les excellents avantages précités. C'est ainsi que la demanderesse a étudié les conditions d'addition de Ca et de Mg dans une fabrication d'acier. Sont inclus dans les alliages de calcium et de ma-gnésium et dans les composés qui ont été trouvés utilisables dans le cadre de la présente invention, les alliages et les oxydants de Ca et de Mg pour la fabrication d'acier, par exemple Ca-Si, Si-Mg, Ca-Si-Mg, Si-Mg-Fe, Ca-Ni, Mg-Ni, Ca-Ni-Cr, Mg-Ni-Cr, les oxydes de Ca et de Mg utilisés comme agents formateurs de laitier, ainsi que les halogénures,
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que ces alliages et composés contribuent fortement à des
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tels effets dépendent principalement du timing de l'addition des alliages et des composés, ainsi que de leurs quantités.
Il est désirable que ces alliages et composés soient ajoutés au stade final de l'affinage dans un four, dans lequel le laitier a été retiré et une désoxydation a été réalisée, ou encore dans une poche (comprenant une phase de désoxydation) ou dans un moule de coulée. Sous ce rapport, on a trouvé que l'addition de ces alliages et composés au cours des phases initiale et intermédiaire de l'affinage, avant l'enlèvement du laitier, ou au cours de la phase de coulée, peut aussi être envisagée. Il est désirable d'ajouter le Ti et le Zr dans une poche (notamment au cours d'une phase de désoxydation), après l'addition du Ca et du Mg. Les quantités de
ces alliages et composés dépendent de leurs poids spécifiques et de leurs formes. Le Ca et le Mg devraient être ajoutés en des quantités de 0,5 à 20 kg/tonne d'acier en fusion. Il résulte d'un tel traitement que le Ca et le Mg restent dans l'acier en fusion en une quantité non supérieure à 0,004
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nécessaires et d'ailleurs une telle addition a été trouvée
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tervalle de 0,005 à 0,05 %. Le Ce et/ou le La sont nécessaires pour améliorer la ténacité d'une ligne de fusion + 2 'mm
-ou + 4 mm. Des quantités de Ce et/ou de La utilisés <EMI ID=29.1>
la chaleur, qui a subi un soudage avec une forte admission de chaleur, même si l'acier est produit suivant les procédés ordinaires de fabrication de lingots, de fabrication de blooms et de laminage. De ce fait, la limite inférieure pour les quantités de Ce et/ou de La est de 0,005 %. Des quantités de ce et/ou de La dépassant 0,05 % provoquent une accumulation de grosses inclusions non métalliques, telles que CeS et LaS, au fond d'un lingot d'acier, ce qui mène à des défauts que l'on peut voir lors d'un examen aux ultrasons.
En conséquence, la limite supérieure des quantités de Ce et
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L'aluminium est nécessaire comme élément désoxydant et comme élément d'affinage de la dimension des grains. Cependant, un taux d'aluminium inférieur à 0,005 % ne permet pas d'atteindre ce but. De ce fait, la limite inférieure est donc de 0,005 %. Un taux d'aluminium dépassant 0,1 % provoque une saturation de son effet. De la sorte, la limite supérieure
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L'équivalent de carbone devrait être de 0,25 à 0,55; (équivalent de C = C + 1/24 Si + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V). L'intervalle supérieur provient de la nécessité d'obtenir une soudabilité désirée. En d'autres mots, si l'équivalent de C dépasse 0,55 %, la dureté d'une zone affectée par la chaleur de soudage est alors accrue et la résis-tance à la fissuration et la ductilité d'un joint soudé sont
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quivalent de carbone est de 0,55 %. D'autre part, dans le cas où l'équivalent de C est inférieur à 0,25 %, la résistance du métal de base est alors diminuée et l'adoucissement d'une zone affectée par la chaleur de soudage est renforcée, lorsqu'on procède à un soudage avec une.forte admission de chaleur. De la sorte, la limite inférieure pour l'équivalent de carbone est de 0,25 %.
Les impuretés dont il a été question précédemment
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tés devraient être réduites au minimum du point de vue de la ténacité d'une zone affectée par la chaleur, qui a subi un soudage avec une forte admission de chaleur. La quantité de S devrait de préférence être limitée à une valeur allant jusqu'à 0,020 %.
En outre, suivant un autre aspect de la présente invention, or, ajoute à un acier en fusion, outre la composition fondamentale susdite suivant l'invention, au moins un type de composants appartenant au groupe comprenant du Ni en une quan-
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rieure à 1,00 %, du Mo en une quantité non supérieure à 0,6 % et du Cu en une quantité non supérieure à 0,5 %. Ceci assure la ténacité désirée pour une ligne de fusion d'un acier suivant la présente invention.
Le cuivre et le nickel devraient être présents en des quantités allant respectivement jusqu'à 2 % et jusqu'à 0,5 %. Le cuivre et le nickel sont nécessaires pour amélio-
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tal de base. Il en résulte que le cuivre et le nickel sont utilisés dans une large gamme de quantités, suivant les exi- <EMI ID=36.1>
le niveau de résistance. cependant:, une augmentation des quantités de cuivre et de nickel mène à une élévation du coût de production, ce qui ne permet pas de satisfaire à l'exigence de la présente invention, suivant laquelle la ténacité d'une ligne de fusion qui a été soumise à un soudage avec une forte admission de chaleur peut être améliorée par l'addition d'une petite quantité d'éléments. De ce fait, la limite supérieure pour le Ni et le Cu sont respectivement de 2 % et de
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Le chrome devrait être présent en une quantité allant jusqu'à 1,00 %. Le chrome est nécessaire pour augmenter les résistances du métal de base et du joint soudé sans amoindrir la ténacité de la ligne de fusion. De ce fait, la limite supérieure du chrome est de 1,00 %.
Le molybdène devrait être présent en une quantité allant jusqu'à 0,6 %. Ce molybdène est nécessaire pour améliorer la ténacité d'une ligne de fusion et la résistance du métal de base. Le molybdène est essentiel pour obtenir un acier d'une haute résistance à la traction, de l'ordre de 70 à 80 kg/mm . Cependant, l'addition du molybdène en une quantité excessive augmente de façon préjudiciable la dureté d'une zone affectée par la chaleur et provoque la détérioration de la résistance à la fissuration au soudage. De ce fait, la limite supérieure pour le molybdène est de 0,6 %.
A titre d'exemple, dans le cas des aciers HT 50 à
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En plus des éléments précités, on ajoute au moins un type de composants appartenant au groupe comprenant le Nb en une quantité non supérieure à 0,1 %, le V en une quan-. tité non supérieure à 0,1 % et le B en une quantité non supérieure à 0,005 %. Des nitrures, tels que ceux de Nb, de V et de B, en des quantités de ce genre, stabilisent la ténacité d'une ligne de fusion qui a été obtenue par soudage avec une forte admission de chaleur, empêchent l'adoucissement d'un joint soudé, augmentent la résistance du métal de base et améliorent la résistance à la fissuration provoquée par le soudage, en raison d'un faible taux d'équivalent de carbone.
Cependant, des quantités de Nb, de V et de B au-delà des limites précitées affectent la ténacité d'une ligne de fusion.
De ce fait, les limites supérieures de Nb, de V et de B sont
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Les Exemples suivants illustrent les caractéristiques de la présente invention par rapport à des Exemples comparatifs.
Exemple I
Les Tableaux 1 et 2 montrent les résultats d'essais au choc pour des lignes de fusion d'aciers à haute résistance à la traction (HT50) d'un taux de 50 kg/mm<2>, et ce afin de mettre en lumière les effets de Ti, de Zr et de Ca, ainsi que de Mg, sur la ténacité de lignes de fusion qui ont subi un soudage avec une forte admission de chaleur. Les aciers précédents ont été produits suivant les procédés ordinaires de fabrication de lingots, de fabrication de blooms et de laminage, et ils consistaient en un système Si-Mn, d'une épaisseur de 30 mm. Les aciers ont été soudés suivant un procédé de soudage automatique d'un côté (admission de chaleur de
100.000 joules/cm) et suivant un procédé de soudage "électroslag" (admission de chaleur de 300.000 joules/cm). Comme il apparaîtra des Tableaux 1 et 2, les aciers 1 à 11, auxquels <EMI ID=40.1>
Ca et de Mg, donnent une valeur vEo supérieure à 8 kgm pour l'admission de chaleur de 150.000 joules/cm, et une valeur vEo de plus de 7 kgm pour l'admission de chaleur de 300.000 joules/cm, ce qui montre une amélioration notable des valeurs au choc dans les lignes de fusion, comparativement à ce que l'on obtient avec les aciers comparatifs, sauf pour ce qui concerne l'acier 14 de la technique antérieure. Il y a lieu de noter cependant qu'on obtient des valeurs moindres au choc pour les lignes de fusion des aciers 13 et 15, qui ont été soudés avec une forte admission de chaleur, et auxquels on a ajouté seulement du Ti ou du Ca en utilisant un procédé ordinaire de fabrication de lingots, tandis que les aciers auxquels on a ajouté du Ti, du Zr et du Ca, ainsi que du Mg, en combinaison, montrent de bonnes valeurs au choc sans except ion.
D'autre part, l'acier 14 de la technique antérieure est un acier contenant du Ti, coulé de façon continue. Les aciers suivant la présente invention présentent une ténacité meilleure ou égale à celle de l'acier 14 de la technique antérieure.
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Tableau 2 Propriétés à titre de métaux de base d'aciers*-
HT50 et résultats d'un essai au choc de
joints soudés
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Exemple II
Les Tableaux 3, 4 et.5 combinent, avec les compositions chimiques, les résultats d'essais au choc pour les lignes de fusion d'aciers d'une haute résistance à la traction
(HT50) d'un taux de 50 kg/mm<2>, et ce pour mettre en lumière les effets du Ce et du La sur la ténacité de lignes de fusion qui ont subi un soudage avec une forte admission de chaleur. Les aciers précédents ont été produits suivant les procédés ordinaires de fabrication de lingots, de fabrication de blooms et de laminage, et ils consistaient en un système Si-Mn, ayant une épaisseur de 30 mm. Les aciers ont été sou-dés suivant un procédé de soudage automatique d'un côté
(admission de chaleur de 150.000 joules/cm) et suivant un procédé de soudage "electroslag" (admission de chaleur de
300.000 joules/cm).
Comme il apparaît des Tableaux 3 et 4, les aciers 1 à 8, auxquels on a ajouté du Ce et/ou du La, en plus du Ti et/ou du zr, et qui ont été traités avec du Ca et du Mg, donnent une valeur'vEo deplus de 11 kgm pour l'admission de chaleur de 150.000 joules/cm et une valeur vEo de plus de 10 kgm pour l'admission de chaleur de 300.000 joules/cm, ce qui montre des valeurs notablement améliorées au choc dans les lignes de fusion , par rapport à celles d'aciers comparatifs, sauf pour ce qui concerne l'acier 16 de la technique antérieure. Il y a lieu de noter toutefois que les valeurs au choc dans les lignes de fusion + 2 mm
et + 4 mm des aciers 1 à 8, auxquels on a ajouté du Ce et du La en combinaison, sont supérieures à celles obtenues pour les aciers 12 et 13, auxquels on a ajouté du Ti, du
Zr et du Ca, ainsi que du Mg, et il est à noter aussi que l'addition de Ce et de La améliore la ténacité de la ligne de fusion + 2 mm et de la ligne de fusion + 4 mm.
En outre, on a obtenu des valeurs diminuées au choc pour des lignes de fusion qui ont été soumises à un soudage avec de fortes admissions de chaleur, dans les aciers
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Par contre, des aciers avec Ti, Zr-Ce, La-Ca, Mg, suivant la présente invention, montrent d'excellentes valeurs au choc. D'autre part, les aciers suivant la présente invention montrent des propriétés meilleures ou égales à celles de l'acier
16 de la technique antérieure, à addition de Ti.
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Exemple III
Le présent Exemple est destiné à mettre en lumière les effets d'additifs sur les aciers à haute résistance à la traction, d'un niveau de 60 kg/mm , ou les aciers d'un
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Cr et du Mo en de grandes quantités.
Les Tableaux 6 et 7 montrent, en combinaison avec la composition chimique, les. résultats d'essais au choc de lignes de fusion de joints soudés de tôles d'acier ayant une épaisseur de 20 à 40 mm, que l'on a produites suivant les procédés ordinaires de fabrication de lingots, de fabrication de blooms et de laminage. Sous ce rapport, les tôles d'acier sont soumises à des traitements de refroidissement rapide
et de revenu, et elles sont ensuite soudées avec une admission de chaleur de 50.000 à 130.000 joules/cm. A titre d'exemples, on présente des aciers de haute résistance à la traction 1 à 10, d'un taux de 60 kg/mm<2>, auxquels on a ajouté une petite quantité de Cu, de Ni, de Mo, de V, et d'un taux de 80 kg/mm , auxquels on a ajouté du Cu, du Ni, du Cr,
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Comparativement aux valeurs au choc de lignes de fusion des aciers 11 à 14 de la technique antérieure, présentés à titre d'exemples comparatifs, on peut obtenir d'excellentes valeurs au choc dans une ligne de fusion, dans le cas des aciers de la présente invention, même lors d'un soudage avec une forte admission de chaleur.
Les informations et les Exemples précédents sont évi demment présentés à titre d'illustration seulement et ne sont nullement destinés à limiter le cadre de l'invention.
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usages pratiques et résultats d'essai au choc de joints soudés
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