CA2559562A1

CA2559562A1 - Steel for mechanical parts, method for producing mechanical parts from said steel and the thus obtainable mechanical parts

Info

Publication number: CA2559562A1
Application number: CA002559562A
Authority: CA
Inventors: Pascal Daguier; Pierre Dierickx; Claude Pichard
Original assignee: Individual
Current assignee: Ascometal SA
Priority date: 2004-03-24
Filing date: 2005-03-21
Publication date: 2005-10-20
Anticipated expiration: 2025-03-21
Also published as: RU2006137376A; US20070193658A1; CN100519811C; CA2559562C; WO2005098070A3; UA84195C2; TWI352126B; AR049793A1; TW200600589A; WO2005098070A2; ZA200607903B; JP5020066B2; RU2381295C2; AU2005232002B2; JP2007530780A; BRPI0508776A; FR2868083A1; AU2005232002A1; CN1950533A; FR2868083B1

Abstract

Acier pour pièces mécaniques, caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux : - 0,19% <= C <= 0,25% ; - 1,1% <= Mn <= 1,5% ; - 0,8%
<= Si <= 1,2% ; - 0,01 % <= S <= 0,09% ; - traces <= P <= 0,025% ; - traces <=
Ni<= 0,25% ; -1% <= Cr <= 1,4% ; - 0,10% <= Mo <= 0,25% ; - traces <= Cu<=
0,30% ; - 0,01% <= Al <= 0,045% ; - 0,010% <= Nb <= 0,045% ; - 0,0130% <= N <=
0,0300% ; - optionnellement traces <= Bi <= 0,10% et/ou traces <= Pb <= 0,12%
et/ou traces <= Te <= 0,015% et/ou traces <= Se <= 0,030% et/ou traces <= Ca<=
0,0050% ; le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la composition chimique étant ajustée pour que les valeurs moyennes J3m, J11m, J15met J25m de cinq essais Jominy soient telles que: .alpha. = | J11m - J3m x 14/22 - J25mx 8/22 |<= 2,5 HRC ; et ~ = J3m - J15m <= 9 HRC. Procédé de fabrication d'une pièce mécanique utilisant cet acier, et pièce mécanique ainsi obtenue. Steel for mechanical parts, characterized in that its composition is, in weight percentages: - 0,19% <= C <= 0,25%; - 1.1% <= Mn <= 1.5%; - 0.8%
<= If <= 1.2%; 0.01% <= S <= 0.09%; - traces <= P <= 0.025%; - traces <=
Ni <= 0.25%; -1% <= Cr <= 1.4%; - 0.10% <= Mo <= 0.25%; - traces <= Cu <=
0.30%; 0.01% <= Al <= 0.045%; - 0.010% <= Nb <= 0.045%; - 0,0130% <= N <=
0.0300%; - optionally traces <= Bi <= 0.10% and / or traces <= Pb <= 0.12%
and / or traces <= Te <= 0.015% and / or traces <= Se <= 0.030% and / or traces <= Ca <=
0.0050%; the rest being iron and impurities resulting from the elaboration, the chemical composition being adjusted so that the average values J3m, J11m, J15met J25m of five Jominy trials are such that: .alpha. = | J11m - J3m x 14/22 - J25mx 8/22 | <= 2.5 HRC; and ~ = J3m - J15m <= 9 HRC. Process of manufacture of a mechanical part using this steel, and mechanical part thus obtained.

Description

Acier pour pièces mécaniques, procédé de fabrication de pièces mécaniques l'utilisant et pièces mécaniques ainsi réalisées L'invention concerne le domaine de la sidérurgie, et plus particulièrement les aciers pour pièces mécaniques telles que des pignons.
Les aciers pour pignonnerie doivent avoir une grande résistance à la fatigue de contact. La plupart du temps, les pièces usinées à partir de ces s aciers subissent un traitement de cémentation ou de carbonitruration, visant à
leur procurer une dureté superficielle et une résistance mécanique suffisantes, tout en leur conservant une bonne ténacité à coeur grâce, notamment, à une teneur en carbone de l'ordre de 0,10 à 0,30% seulement. La teneur en carbone de la couche cémentée peut aller jusqu'à 1 % environ.
io Divers documents décrivent des aciers de pignonnerie destinés à être cémentés. On peut citer US-A-5 518 685, dans lequel les teneurs en Si et Mn sont maintenues dans des limites relativement basses (0,45 à 1 % et 0,40 à
0,70% respectivement) pour éviter une oxydation intergranulaire lors de la cémentation. JP-A-4-21757 décrit des aciers pour pignonnerie destinés à étre is cémentés par plasma ou sous pression réduite, puis grenaillés, pouvant avoir des teneurs en Si et Mn plus élevées que les précédents. Ils ont une haute résistance à la pression superficielle subie par le pignon, dont la durée de vie est ainsi élevée.
WO-A-03 012 156 propose un acier pour pièces mécaniques, telles 2o que des pignons, dont la composition est : 0,12% s C <_ 0,30% ; 0,8% <_ Si <_ 1,5% ; 1,0% <_ Mn <_ 1,6% ; 0,4% <_ Cr <_ 1,6% ; Mo <_ 0,30% ; Ni S 0,6% ; AI
S
0,06% ; Cu <_ 0,30% ; S <_ 0,10% ; P <_ 0,03% ; Nb <_ 0,050%. Cet acier présente l'avantage de minimiser les déformations plastiques en service de l'ensemble de la pièce, grâce, notamment, à un équilibrage judicieux des teneurs en 2s silicium et manganèse. De préférence, la cémentation ou la carbonitruration doit avoir lieu dans des conditions non-oxydantes, par exemple sous pression réduite, pour que les teneurs relativement élevées en silicium et manganèse ne conduisent pas à des problèmes d'oxydation intergranulaire.
Habituellement, la cémentation ou la carbonitruration a lieu à une 3o température de l'ordre de 850 à 930°C. Cependant, la tendance actuelle est de chercher à effectuer cette opération à des températures plus élevées (cémentation ou carbonitruration à haute température), de l'ordre de 950 à Steel for mechanical parts, parts manufacturing process mechanics using it and mechanical parts thus produced The invention relates to the field of iron and steel, and more particularly steels for mechanical parts such as sprockets.
Knife steels must have a high resistance to contact fatigue. Most of the time, the parts machined from these The steels undergo a carburizing or carbonitriding treatment, at provide them with superficial hardness and mechanical strength sufficient, while maintaining a good tenacity to heart thanks, in particular, to a carbon content of the order of 0.10 to 0.30% only. The carbon content the cemented layer can be up to about 1%.
Various documents describe gilding steels intended to be casehardened. US-A-5,518,685, in which the contents of Si and Mn are kept within relatively low limits (0.45 to 1% and 0.40 to 0.70% respectively) to avoid intergranular oxidation during cementation. JP-A-4-21757 discloses steels for gearing intended to be are case-hardened by plasma or under reduced pressure, then shot-blasted, to have higher Si and Mn contents than the previous ones. They have a high resistance to the surface pressure experienced by the pinion, the duration of which life is so high.
WO-A-03 012 156 proposes a steel for mechanical parts, such as 2o that gears, whose composition is: 0.12% s C <0.30%; 0.8% <_ Si <_ 1.5%; 1.0% <Mn <1.6%; 0.4% <- Cr <1.6%; Mo <0.30%; Neither S 0.6%; HAVE
S
0.06%; Cu <0.30%; S <0.10%; P <0.03%; Nb <0.050%. This steel present the advantage of minimizing the plastic deformations in service of the whole of the piece, thanks, in particular, to a judicious balancing of the contents in 2s silicon and manganese. Preferably, carburizing or carbonitriding must take place under non-oxidising conditions, eg under pressure reduced, so that the relatively high levels of silicon and manganese do not do not lead to intergranular oxidation problems.
Usually carburizing or carbonitriding takes place at a 3o temperature of the order of 850 to 930 ° C. However, the trend current is seek to perform this operation at higher temperatures (cementation or carbonitriding at high temperature), of the order of 950 to

2 1050°C. Cette augmentation de la température de traitement permet soit de réduire la durée du traitement, à profondeur cémentée égale, soit d'augmenter la profondeur cémentée, à durée de traitement égale. Au choix du producteur, on peut ainsi augmenter la productivité de l'installation, ou augmenter les s performances des produits obtenus.
Cependant, l'application d'une cémentation ou carbonitruration haute température aux aciers connus qui ont été décrits pose plusieurs problèmes.
En premier lieu, la température élevée peut conduire à une croissance des grains mal maîtrisée, néfaste pour les propriétés mécaniques de la pièce.
io D'autre part, la cémentation ou la carbonitruration est suivie d'une trempe au cours de laquelle la pièce subit des déformations. Celles-ci peuvent nécessiter une reprise d'usinage de la pièce, voire dans les cas les plus graves, entraîner sa mise au rebut. Ces problèmes sont accentués lorsque la trempe a lieu sur une pièce venant de subir une cémentation ou une carbonitruration à haute Is température et non à une température plus habituelle.
Le but de l'invention est de proposer aux métallurgistes pratiquant la cémentation ou la carbonitruration à haute température de pièces mécaniques, notamment des pignons, un acier répondant aux problèmes précédemment cités tout en conservant les propriétés mécaniques requises, et qui soit 2o également compatible avec les opérations de cémentation et carbonitruration effectuées à des températures plus habituelles.
A cet effet, l'invention a pour objet un acier pour pièces mécaniques, caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux -0,19%SC_<0,25%;
2s -1,1%SMn<_1,5%;
- 0,8% <_ Si < 1,2% ;
-0,01%<_S_<0,09%;
- traces s P _< 0,025% ;
traces <_ Ni s 0,25% ;
30 - 1 % <_ Cr _< 1,4% ;
- 0,10% < Mo <_ 0,25% ;
- traces <_ Cu _< 0,30% ;
- 0,010% <_ AI <_ 0,045% ;
- 0,010% _< Nb <_ 0,045% ; 2 1050 ° C. This increase in the treatment temperature allows either of reduce the duration of treatment, at equal cemented depth, or increase cemented depth, with equal treatment time. At the choice of the producer, it is thus possible to increase the productivity of the installation, or to increase the s performance of the products obtained.
However, the application of a carburizing or high carbonitriding known steel temperatures that have been described poses several problems.
In the first place, the high temperature can lead to a growth of poorly controlled grains, harmful to the mechanical properties of the room.
On the other hand, carburizing or carbonitriding is followed by quenching.
at during which the piece undergoes deformations. These can require a machining recovery of the part, even in the most serious cases, train it's scrapped. These problems are accentuated when the quenching takes place on a piece having undergone a carburizing or high carbonitriding It is temperature and not at a more usual temperature.
The object of the invention is to propose to metallurgists practicing the carburizing or high-temperature carbonitriding of mechanical parts, in particular gears, a steel answering the problems previously cited while maintaining the required mechanical properties, and 2o also compatible with carburizing and carbonitriding operations performed at more usual temperatures.
For this purpose, the subject of the invention is a steel for mechanical parts, characterized in that its composition is, in percentages by weight -0.19% SC_ <0.25%;
2% -1.1% SMn <1.5%;
- 0.8% <_ If <1.2%;
-0.01% <_ S_ <0.09%;
traces P <0.025%;
traces <_ Ni s 0.25%;
30 - 1% <_ Cr <1.4%;
- 0.10% <Mo <0.25%;
traces <_ Cu _ <0.30%;
0.010% <0.045%;
0.010% <0.045%;

3 - 0,0130% <_ N _< 0,0300% ; , - optionnellement traces _< Bi <_ 0,10% et/ou traces <_Pb <_ 0,12%
et/ou traces _< Te <_ 0,015% et/ou traces <_ Se <_ 0,030% et/ou traces <_ Ca <_ 0,0050% ;
s le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la composition chimique étant ajustée pour que les valeurs moyennes J3,.,.,, J~~m, J15m et J25m de cinq essais Jorniny soient telles que Ct = I J~ ~m - J3m x 14/22 - J25m x 8/22 ~ <_ 2,5 H RC ; et ~ = J3m - J15m ~ 9 HRC.
io De préférence, sa composition est ajustée pour que (3 = J3m - J~Sm <_ 8 HRC.
De préférence, sa composition est -0,19%<_C<_0,25%;
-1,2%<_Mn<_1,5%;
1s - 0,85% _< Si <_ 1,2% ;
-0,01%__<S50,09%;
- traces _< P _< 0,025% ;
- 0,08% <_ Ni _< 0,25% ;
-1,1%<_Cr51,4%;
20 - 0,10% s Mo <_ 0,25% ;
- 0,06% <_ Cu <_ 0,30% ;
- 0,010% <_ AI <_ 0,045% ;
- 0,015% <_ Nb <_ 0,045% ;
- 0,0130% _< N <_ 0,0300% ;
2s optionnellement traces <_ Bi _< 0,07% et/ou traces <_ Pb _< 0,12% et/ou traces <_ Te <_ 0,010% et/ou traces <_ Se <_ 0,020% et/ou traces <_ Ca <_ 0,045%, le reste étant du fer et les impuretés résultant de l'élaboration.
Optimalement, sa composition est - 0,20% <_ C _< 0,25% ;
30 - 1,21 % <_ Mn <_ 1,45% ;
- 0,85% <_ Si _< 1,10% ;
-0,01%<_SS0,08%;
- traces <_ P s 0,020% ;
- 0,08% _< Ni <_ 0,20% ; 3 0.0130% <_ N _ <0.0300%; , - optionally traces _ <Bi <_0.10% and / or traces <_Pb <_ 0.12%
and / or traces <0.015% and / or traces <0.030% and / or traces <- Ca <_ 0.0050%;
s the remainder being iron and impurities resulting from the elaboration, the composition chemical being adjusted so that the average values J3,.,. ,, J ~~ m, J15m and J25m from five Jorniny essays are such that Ct = IJ ~ ~ m - J3m x 14/22 - J25m x 8/22 ~ <_ 2.5 H RC; and ~ = J3m - J15m ~ 9 HRC.
Preferably, its composition is adjusted so that (3 = J3m - J ~ Sm <_ 8 HRC.
Preferably, its composition is -0.19% <_ C <_0,25%;
-1.2% <Mn _ <_1,5%;
1s - 0.85% _ <If <1.2%;
-0.01% __ <S50,09%;
traces <0.025%;
0.08% <_ Ni _ <0.25%;
-1.1% <_ Cr51,4%;
20 - 0.10% s Mo <0.25%;
0.06% <Cu <0.30%;
0.010% <0.045%;
0.015% <0.045%;
0.0130%; 0.0300%;
2s optionally traces <_ Bi _ <0,07% and / or traces <_ Pb _ <0,12% and / or traces <0.010% and / or traces <0.020% and / or traces <_ Ca <_ 0.045%
the rest being iron and the impurities resulting from the elaboration.
Optimally, its composition is 0.20% <C <0.25%;
1.21%; 1.45%;
- 0.85% <_ If <<1.10%;
-0.01% <_ SS0,08%;
traces <0.020%;
0.08% _ <Ni <0.20%;

4 - 1,10% <_ Cr <_ 1,40% ;
- 0,11 % <_ Mo <_ 0,25% ;
- 0,08% <_ Cu _< 0,30% ;
- 0,010% _< AI s 0,035% ;
s - 0,025% <_ Nb <_ 0,040% ;
- 0,0130% S N <_ 0,0220% ;
optionnellement traces _< Bi <_ 0,07% et/ou traces <_ Pb -_< 0,12% et/ou traces _< Te _< 0,010% et/ou traces _< Se _< 0,020% et/ou traces _< Ca 5 0,045%, le reste étant du fer et les impuretés résultant de l'élaboration.
lo L'invention a ëgalement pour objet un procédé de fabrication d'une pièce mécanique en acier cémentée ou carbonitrurée, caractérisé en ce qu'on utilise à cet effet un acier du type précédent sur lequel on réalise un usinage, une cémentation ou une carbonitruration puis une trempe.
De préférence, ladite cémentation ou carbonitruration a lieu à une Is température de 950 à 1050°C.
L'invention a également pour objet une pièce mécanique en acier, telle qu'une pièce de pignonnerie, caractérisée en ce qu'elle est obtenue par le procédé précédent.
Comme on l'aura compris, l'invention repose sur un ajustement précis 2o des fourchettes de teneurs des principaux éléments d'alliages, ainsi que sur la présence simultanée, dans des teneurs bien définies, d'aluminium, niobium et azote.
Les effets recherchés sont essentiellement de deux ordres.
En premier lieu, le choix des teneurs en les principaux éléments 2s d'alliage vise à obtenir une courbe Jominy sans poi nt d'inflexion significativement marqué. Cette condition permet d'obtenir des déformations minimales au cours de la trempe. De ce point de vue, la cémentation ou la carbonitruration effectuée à haute température est, comme on l'a dit, particulièrement exigeante.
3o On rappelle que la courbe Jominy d'un acier, qui est obtenue au moyen d'un essai classique et normalisé, caractérise la trempabilité de l'acier.
Elle est obtenue en mesurant la dureté d'une éprouvette cylindrique, trempée par un jet d'eau arrosant l'une de ses extrémités, le long d'une de ses génératrices. La dureté est mesurée à plusieurs distances x (en mm) de l'extrém ité arrosée, et la valeur correspondante est désignée par J,~. On appelle JXm la valeur moyenne obtenue au cours de cinq essais de mesure de la dureté à la distance x.
Comme exposé dans le document EP-A-0 890 653 auquel le lecteur est invité à se reporter pour de plus amples détails, la demanderesse avait s montré qu'une composition de l'acier procurant une courbe Jominy sans point d'inflexion était favorable à l'obtention de déformations très réduites au cours de la trempe suivant une cémentation ou une carbonitruration. Cette courbe Jominy sans point d'inflexion est obtenue lorsque les valeurs J~~m, J3m, JZSm et J15m satisfont les relations suivantes - d = ~ J11m - ~sm x 14/22 - J25", X 8/22 ~ <_ 2,5 HRC ;
- (3 = J3m - J15m ~ 9 HRC, ou mieux <_ 8 HRC.
La composition de l'acier selon la présente invention est donc ajustée pour que cette relation soit également obtenue dans son cas.
La composition est également ajustée, notamment grâce à la présence Is conjointe d'aluminium, niobium et azote dans des teneurs dëfinies, pour q ue la taille des grains demeure contrôlée, même lorsque la cémentation ou la carbonitruration a lieu à haute température.
Enfin, bien entendu, la composition de l'acier doit procurer les propriétés mécaniques recherchées pour l'utilisation de la pièce. Parmi les 2o critères à surveiller plus particulièrement on peut citer la profondeur cémentée (classiquement définie par la profondeur à laquelle la dureté mesurée est de 550 HV), l'écart de dureté entre la surface et le coeur de la pièce cémentée qui doit être le plus faible possible pour minimiser les déformations à la trempe, et la dureté à coeur qui doit ëtre élevée pour que la pièce ait une bonne réponse 2s aux contraintes en service, et donc une bonne tenue en endurance et en fatigue.
L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit, donnée en référence à la figure annexée, qui montre les courbes Jominy de quatre aciers de référence et de trois aciers conformes à l'invention.
3o L'acier selon l'invention est destiné prioritairement à la fabrication de pièces mécaniques fortement sollicitées telles que des éléments de pignonnerie, destinées à être cémentées ou carbonitrurées (de préférence à
basse pression ou sous atmosphère non oxydante pour éviter une oxyd ation des éléments les plus oxydables), aussi bien à des températures usuelles de 850-930°C environ qu'à des hautes températures de l'ordre de 950-1050°C.
Ces pièces doivent présenter une haute endurance en fatigue, une bonne ténacité et n'étre que faiblement déformées lors des traitements thermiques tels que la trempe suivant la cémentation ou la carbonitruration. II a la s composition suivante (tous les pourcentages sont des pourcentages pondéraux).
Sa teneur en carbone est comprise entre 0,19 et 0,25%. ces teneurs sont usuelles pour des aciers de p ignonnerie. D'autre part, cette plage autorise un ajustement des teneurs des autres éléments qui permet d'obtenir la forme lo désirée pour la courbe Jominy. L_a teneur minimale de 0,19% est, de plus, justifiée par la dureté à coeur après trempe qu'elle permet d'obtenir. Au-delà
de 0,25%, la dureté risque d'étre trop élevée pour conserver à l'acier l'usinabilité
souhaitable. La gamme préférentie lle est 0,20-0,25%.
Sa teneur en manganèse est comprise entre 1,1 et 1,5%. La valeur ls minimale est justifiée par l'obtention de la courbe Jominy désirée en conjonction avec les teneurs des autres éléments. Au-delà de 1,5% il y a le risque d'apparition de ségrégations, et aussi de structures de bandes pendant les recuits. De plus une teneur au ssi élevée provoquerait lors de l'élaboration une attaque excessive du revêtement réfractaire de la poche d'aciérie. II ne 2o serait pas souhaitable de resserrer davantage cette gamme de teneurs, car l'obtention à l'aciérie de la nuance précise désirée pourrait étre exagérément difficile. La gamme préférentielle est 1,2-1,5%, mieux 1,21-1,45%.
Sa teneur en silicium est comprise entre 0,8 et 1,2%. Dans cette gamme, la forme désirée de la cou rbe Jominy peut être obtenue en conjonction ?s avec les teneurs des autres ~léme nts. La valeur minimale de 0,8% est justifiée par l'obtention de la dureté à corur désirée, ainsi que par la limitation de l'écart de dureté entre surFace et coeur ap rès cémentation ou carbonitruration. Au-delà
de 1,2%, il y a un risque d'app arition de ségrégations excessives, car le silicium, s'il ségrège peu lui-même, tend à accentuer la ségrégation d'autres 3o éléments. II y aurait également un risque accru d'oxydation lors de la cémentation ou de la carbonitrurati on. La gamme préférentielle est 0,85-1,20%, mieux 0,85-1,10%.
Sa teneur en soufre est comprise entre 0,01 et 0,09%. la valeur minimale se justifie pour l'obtention d'une usinabilité correcte. Au-delà de 0,09% il y a un risque de diminution trop sensible de la forgeabilité à chaud.
La gamme préférentielle est 0,01-0,08%.
Sa teneur en phosphore est cornp rise entre des traces et 0,025%. De manière générale, les normes en vigueur tendent à requérir une teneur s maximale en phosphore de cet ordre. De p lus, au-delà de cette valeur, il y a un risque de synergie avec le niobium provoquant une fragilisation de l'acier lors de la mise en forme à chaud et/ou de la coulée continue de l'acier sous forme de blooms ou de billettes. De préférence, la teneur en phosphore est d'au plus 0,020%.
io Sa teneur en nickel est comprise entre des traces et 0,25%. Cet élément, introduit volontairement à des teneurs plus élevées, augmenterait inutilement le coût du métal. Dans la praüque, on pourra se contenter de la teneur en nickel résultant naturellement de la fusion des matières premières de la coulée, sans ajout volontaire. La gamme préférentielle est 0,08-0,20%.
is Sa teneur en chrome est comprise entre 1,00 et 1,40%. Dans cette gamme, en conjonction avec les teneurs des autres ëléments, on peut obtenir la forme de la courbe Jominy désirée. De plus, la teneur minimale de 1,00%
permet d'obtenir une bonne dureté à coeur_ Au-delà de 1,40%, on augmenterait inutilement le coût de l'élaboration. La gam rne préférentielle est 1,10-1,40%.
20 Sa teneur en molybdène est comprise entre 0,10 et 0,25%. Dans cette gamme, en conjonction avec les teneurs des autres éléments, on obtient la forme de la courbe Jominy et la dureté à coeur désirées. La gamme préférentielle est 0,11-0,25%.
Sa teneur en cuivre est comprise e ntre des traces et 0,30%. Là encore, 2s comme pour le nickel, on conservera géné ralement purement et simplement la teneur obtenue après fusion des matières premières. Au-delà de 0,30%, on dégraderait la ductilité et la ténacité à coeur de la pièce. La gamme préférentielle est 0,06-0,30%, mieux 0,08-0,30%, de manière à optimiser la forme de la courbe Jominy et la dureté après trempe.
3o Ses teneurs en aluminium, niobiu m et azote doivent être contrôlées dans des limites précises. En effet, ce so nt des éléments qui, en interaction, procurent un contrôle de la finesse du grain du métal. Cette finesse est désirable pour l'obtention d'une bonne ténacité dans la couche cémentée ou carbonitrurée, d'une bonne tenue en fatigue et d'une réduction de la dispersion de la déformation lors de la trempe. De plus, elle a aussi son importance dans l'obtention de la forme désirée de la courbe Jominy. Le contrôle de la taille du grain est, dans le cadre de l'invention, d'autant plus important que l'acier doit étre capable de subir une cémentation ou carbonitruration à haute température s sans que survienne une croissance excessive de la taille du grain.
Ce contrôle du grain se fait essentiellement par la précipitation de nitrures et carbonitrures d'aluminium et/ou de niobium. Pour l'obtenir, il faut donc une présence significative de ces deux éléments, ainsi que d'azote à une teneur sensiblement supérieure à celle que l'on olatient habituellement à la lo suite d'une élaboration effectuée dans des conditions normales.
La teneur en aluminium doit étre comprise entre 0,010 et 0,045%.
Outre sa fonction de contrôle du grain déjà citée, cet élément pilote la désoxydation de l'acier et sa propreté en termes d'inclusions d'oxydes. En-dessous de 0,010%, ses effets, de ces derniers points de vue, seraient is insuffisants. Au-dessus de 0,045%, la propreté en i nclusions d'oxydes risque d'étre insuffisante pour les applications visées prioritairement. La gamme préférentielle est 0,010-0,035%.
La teneur en niobium doit être comprise entre 0,010 et 0,045%. En dessous de 0,010% l'effet de contrôle du grain ne serait pas suffisant, en 2o particulier pour les plus basses teneurs en aluminium. Au-dessus de 0,045%, il y a un risque d'apparition de criques lors de la coulée continue de l'acier, notamment si une synergie avec le phosphore peut se produire, comme on l'a signalé plus haut. La gamme préférentielle est 0,015-0,045%, mieux 0,015-0,040%.
2s En conjonction avec les teneurs en aluminium et niobium telles qu'elles ont été citées, la teneur en azote doit être comprise entre 0,0130 et 0,0300%
(130 à 300 ppm), afin que l'ajustement de la taille du grain et la forme de la courbe Jominy désirés soient obtenus. La gamme préférentielle est 0,0130-0,0220%.
so Si cela apparaît désirable, on peut ajouter à l'acier un ou plusieurs des éléments classiquement connus pour améliorer son usinabilité : plomb, tellure, sélénium, calcium, bismuth notamment. Leurs teneu rs maximales sont 0,10%, mieux 0,07%, pour Bi, 0,12% pour Pb, 0,015%, mieux 0,010%, pour Te, 0,030%, mieux 0,020%, pour Se et 0,0050%, mieux 0,0045%, pour Ca.

Les autres éléments sont ceux habituellem ent présents dans l'acier en tant qu'impuretés résultant de l'élaboration, et ne sont pas rajoutés volontairement. II faut, en particulier, veiller à ce que la teneur en titane ne dépasse pas 0,005%. En effet, comme l'acier selor~ l'invention est très riche en s azote, au-delà de cette teneur il y aurait un risque de formation de nitrures et/ou de carbonitrures de titane grossiers, visibles par micrographie, qui diminueraient la tenue en fatigue et altèreraient l'usinabilité. De plus le titane capterait ainsi de l'azote qui ne serait plus disponibi e pour le contrôle du grain.
L'invention va ëtre à présent illustrée au moyen d'exemples. La figure lo annexée montre les courbes Jominy de quatre a ciers dont les compositions sont données dans le tableau 1. Les aciers A, B, C et D sont des aciers de référence. Les aciers E, F et G sont, eux, conformes à l'invention.
AcierC% Mn% Si% S% P% Ni% Cr% Mo% Cu% AI% Ti% Nb% N%

A 0,2360,8880,2240,0150,0110,0111,1940,0140,0100,021tracestraces0,012 ref.

B 0,1951,1880,0690,0230,0120,2081,2280,0960,1620,021traces0,0300,017!

ref.

C 0,1921,2050,8450,0290,0140,0800,9950,0990,1100,025traces0,0110,0111 ref.

D 0,2451,2150,8400,0350,0120,0850,9800,1030,0980,035traces0,0120,0091 ref.

E 0,2301,2870,9200,0180,0170,2011,2690,2000,2110,032traces0,0250,017 inv.

F 0,2011,4531,1910,0410,0140,1391,3810,2460,1220,0310,0020,0380,024.

(inv.) G 0,2411,2540,8520,0150,0100,1891,1210,1110,1090,012traces0,0160,014 inv.

Tableau 1 : Compositions des échantillons Dans le cas de l'échantillon A, la grandeur a telle que définie plus haut est égale à 8,7, et la grandeur ~i telle que définie plus haut est égale à
19,1.
Elles se situent donc très au-dessus du maximum exigé par l'invention. De fait, on voit que la courbe Jominy présente un point d'in-~lexion très marqué.

Dans le cas de l'échantillon B, a est égale à 2,38 et ~3 est égale à 11,1.
(3 n'est donc pas conforme aux exigences de l'invention, et la courbe Jominy présente elle aussi un point d'inflexion significatif, bien que cet acier contienne du niobium et de l'azote dans les limites prescrites. La raison essentielle en est s que sa teneur en silicium est insuffisante.
Dans le cas de l'échantillon C, a est égale à 3,38 et ~i est égale à 10,7.
Ni a, ni ~ ne sont dans les limites prescrites, et la courbe Jominy présente un point d'inflexion marqué. Cr et Mo sont juste en dessous des valeurs minimales exigées, et surtout la teneur en azote est insuffisante.
io Dans le cas de l'échantillon D, a est égale à 2,845 et (3 est égale à 9,5, ce qui là encore est en dehors des limites prescrites. Le courbe Jominy présente un point d'inflexion marqué, en raison de teneurs en Cr et azote insuffisantes.
En revanche, pour l'échantillon E selon l'invention a est égale à 0,41 et ls ~i est égale à 2,7. Les conditions requises sont satisfaites at on voit que la courbe Jominy est quasiment rectiligne et dépourvue de point d'inflexion.
De même, pour l'échantillon F selon l'invention, a est égale à 0,23 et ~i est égale à 3,7. Là encore, sa courbe Jominy est quasiment .rectiligne et dépourvue de point d'inflexion.
2o De même, pour l'échantillon G selon l'invention, a est égale à 0,83 et (3 est égale à 6,6. Sa courbe Jominy est quasiment rectiligne et dépourvue de point d'inflexion marqué.
On a également étudié le comportement à la cémentation des aciers A, B et E du tableau 1, dans des conditions de température usuelles et à haute as température.
Des cémentations à température usuelle (930°C) ont été réalisées sous basse pression dans des conditions similaires sur des échantillons cylindriques pour conférer à la surface cémentée une teneur en carbone de 0,75%. Ces cémentations ont été suivies de trempes en milieu gazeux (en l'occurrence so dans de l'azote, mais un mélange azote-hydrogène à 10% d'hydrogène aurait, par exemple, pu être utilisé) dans deux conditions de pression différentes : 5 bars et 20 bars. On visait ainsi à obtenir une dureté superficielle de 700 à

HV et une profondeur cémentée (à savoir la profondeur à IaquEelle la dureté
est de 550 HV) de 0,50 mm. Les résultats sont donnés dans le tableau 2 (essais à
bars) et dans le tableau 3 (essais à 20 bars).
Acier Duret HV en Profondeur cmente Duret HV coeur hors zone surface mm cmente A 760 0,35 263 ref.

B 760 0,50 408 ref.

E 780 0,48 426 inv.) Tableau 2: Comportement à la cémentation dans le cas d'une tre-_mpe s en milieux gazeux à 5 bars Acier Duret HV en Profondeur cmente Duret HV coeur hors zone surface mm cmente A 780 0,45 318 ref.

B 720 0,55 423 ref.

C 738 0,53 408 ref.

E 750 0,55 524 inv.

Tableau 3: Comportement à la cémentation dans le cas d'une trempe en milieux gazeux à 20 bars ~o Ces essais montrent que l'acier de référence A ne permet pas d'atteindre aisément la profondeur cémentée recherchée. Cela est dû à son manque de trempabilité.
Les aciers de référence B et C et l'acier selon l'invention E perm ettent Is tous trois d'obtenir la profondeur cémentée visée, dans des conditions de température de cémentation usuelles.

L'écart ~HV entre la dureté superficielle et la dureté à coeur est trés comparable, pour un milieu de trempe à 5 bars, dans les cas de l'acier de référence B et de l'acier selon l'invention E (~HV = respectivement 352 et 354), et très inférieur à ce qu'il est pour l'acier de référence A (~HV = 497). Pour un s milieu de trempe à 20 bars, en revanche, ~HV est nettement moins favorable pour les aciers de référence B et C que pour l'acier de l'invention E (~HV =
respectivement 297, 330 et 226). II en résulte que les contraintes résiduelles générées par ces écarts de dureté, qui sont à l'origine des déformations lors de la trempe dans des conditions sévères sur les pièces cémentées, peuvent étre lo minimisées par l'utilisation d'aciers selon l'invention.
Enfin, les duretés à coeur les plus élevées sont obtenues avec l'acier E
selon l'invention. Donc, dans le cas de pièces de pignonnerie fortement sollicitées en service pour lesquelles sont recherchées des caractéristiques mécaniques élevées (notamment des duretés élevées sous la couche ls cémentée et à coeur), supérieures aux contraintes auxquelles la pièce ast soumise en service, de façon à assurer une bonne endurance en fatigue en service, l'acier selon l'invention est celui qui, pour des conditions de cémentation données, se prêtera le mieux à une endurance en fatigue élevëe en service.
2o On a également réalisé des essais de cémentation à haute température (980°C) sur des échantillons cylindriques des aciers A et D
de référence et E selon l'invention décrits précédemment. Là encore la surface cémentée avait une teneur en carbone de 0,75%. Dans les deux cas, on visait une dureté superficielle de 700 à 800 HV et une profondeur cémentée, à dureté
2s de 550 HV, de 0,50 mm. La trempe en milieu gazeux (azote) qui a suivi la cémentation a eu lieu sous une pression de 20 bars pour les aciers A et D et seulement 1,5 bar pour l'acier E. Les résultats sont présentés dans le tableau 4. On y présente aussi des évaluations de la taille de grain selon la norme ASTM.

AcierDuret Profondeur Duret HV Taille de Taille de HV grain grain en surfacecmente coeur hors ASTM dans ASTM hors zone mm cmente couche cmentecouche cmente A 740 0,50 312 7/9 8/9 ref.

D 735 0,59 461 7/8 8/9 ref.

E 740 0,70 500 8/9 9/10 inv.

Tableau 4: Comportement à la cémentation dans le cas d'une trempe en milieux gazeux à 20 bars (aciers A et C) et 1,5 bar (acier E) Comme dans le cas de la cémentation à température usuelle de 930°C, s les deux aciers permettent d'atteindre.la dureté superficielle visée.
L'invention permet d'obtenir une profondeur cémentée sensiblement plus importante que dans le cas de la référence A, bien que celle-ci ait été
trempée dans des conditions beaucoup plus sévères qui sont connues pour faire augmenter la profondeur cémentée toutes choses étant égales par io ailleurs.
L'écart de dureté entre surface et coeur est nettement plus faible dans le cas de l'invention que dans le cas des références A et D (~HV =
respectivement 240 pour E, 428 pour A et 274 pour D). Les avantages cités plus haut en matière de déformations lors de la trempe après une cémentation Is à température usuelle se retrouvent également ici, encore plus accentués.
La dureté à coeur est plus élevée dans le cas de l'invention que dans le cas de la référence, malgré une pression du milieu de trempe beaucoup plus faible. Les conséquences sur l'amélioration de l'endurance en fatigue en service citées plus haut pour la trempe à température usuelle se retrouvent 2o également ici.
Enfin, tant dans la zone cémentée que hors de la zone cémentée, l'acier selon l'invention a une taille de grain ASTM plus fine que les aciers de référence A et D. De ce fait, il est moins sensible aux risques de grossissement du grain lors d'une cémentation à haute température. Ceci est un avantage très 2s significatif, car le grossissement du grain sur pièces cémentées a un effet extrêmement néfaste sur la tenue en fatigue en pied de dent et sur la ténacité
des pièces cémentées. Les aciers selon l'invention sont donc parfaitement aptes à être utilisés pour fabriquer des pièces de pignonnerie (ou de toutes autres pièces pour lesquelles des caractéristiques comparables sont exigées) cémentées ou carbonitrurées à haute température, avec tous les avantages économiques que cela entraîne, sans aucunement sacrifier les perFormances desdites pièces.
On a également procédé à d'autres essais de cémenfiation sous basse s pression sur l'acier de référence A et sur l'acier E suivant l'invention.
Pour une cémentation sous basse pression effectuée à 930°C sur l'acier A suivie d'une trempe gaz sous 20 bars, il faut 72mn de cémentation pour obtenir la profondeur de cémentation visée de 0,50mm pour HV = 550.
Avec l'acier E suivant l'invention, en cémentation basse pression à
930°C
lo suivie d'une trempe gaz (même gaz que pour l'acier A) sous 1,5 bar, 30mn de cémentation sont suffisantes pour obtenir la méme profondeur cémentée de 0,50mm pour HV = 550.
Pour une cémentation sous basse pression à haute température à
980°C effectuée sur l'acier A de référence, il faut 30mn de cémentation et une ls trempe gaz sous 20 bars pour obtenir la profondeur de cémentation visée de 0,50mm pour HV = 550. 20mn de temps de cémentation sous basse pression à 980°C sont suffisantes pour obtenir la méme profondeur de cémentation de 0,5mm pour HV = 550 pour l'acier E suivant l'invention et ceci avec une trempe gaz sous une pression de seulement 1,5 bar. Le gaz de trempe utilisé pour les ao aciers A et E est bien sûr le même.
Ceci montre que l'acier E suivant l'invention permet de réduire les temps de cémentation aussi bien à température de cémentation usuelle (930°C) qu'à haute température (980°C), ce qui permet de réduire les coûts de cémentation (quantité de gaz de cémentation, temps de cémentation,...) et 2s d'augmenter la productivité pour la fabrication des pièces cémentées.
L'acier suivant l'invention grâce à sa trempabilité maitrisée permet aussi dè réduire la pression des gaz de trempe pour obtenir une profondeur de cémentation identique, ce qui permet de réduire encore plus ou de supprimer les déformations sur pièces cémentées et d'obtenir des gains et des 3o simplifications sur les technologies de trempe gaz des pièces dans les enceintes des fours de trempe gaz.
On a aussi procédé à la cémentation sous basse pression d'éprouvettes de résilience non entaillées (Dimensions : L = 55mm, section 10x10mm) à haute température (980°C), d'une part sur l'acier A de référence avant une trempe gaz sous une pression de 20 bars, et d'autre part sur l'acier E
selon l'invention mais ici avant une trempe gaz sous une pression de 1,5 bars seulement. Les profondeurs cémentées visées étaient identiques, de mëme que la nature du gaz de trempe. Les éprouvettes ainsi cémentées et trempées s ont été ensuite rompues par choc à température ambiante. Les réultats d'énergie de rupture ainsi obtenus ont été respectivement de - 19 Joules pour l'acier A de référence - 29 Joules pour l'acier E selon l'invention.
Parallèlement on a cémenté sous basse pression à température lo usuelle (930°C) des éprouvettes de résiliencë de l'acier A de référence, pour obtenir la même profondeur cémentée que ci-dessus. Elles ont ensuite été
trempées avec le méme gaz, sous une pression de 20 bars. Ces éprouvettes ont été rompues comme ci-dessus à température ambiante et l'énergie de rupture ainsi obtenue a été de 17 Joules, soit très sensiblement moins que pour ls l'acier E selon l'invention cémenté à haute température.
Ceci montre que malgré une dureté à coeur de l'éprouvette de l'acier A
de référence (312 HV) plus faible que pour l'acier E selon l'invention (500 HV) la ténacité de l'acier E cémenté à haute température est plus élevée que celle de l'acier A de référence cémenté à haute température ou à température 2o usuelle, pour la méme profondeur cémentée finale. En d'autres termes, le fait d'utiliser un acier selon l'invention pour effectuer une cémentation à haute température, destinée à obtenir une profondeur cémentée donnée, ne pénalise pas, bien au contraire, la ténacité de pièces cémëntées réalisées avec cet acier par rapport à l'utilisation d'un acier de référence, cémenté
également 2s à haute température ou à température de cémentation usuelle pour obtenir la mëme profondeur cémentée. L'écart de dureté à coeur entre les 2 aciers n'est pas pénalisant de ce point de vue. Ceci montre également que les aciers selon l'invention sont particulièrement adaptés à la cémentation à haute température, à la fois pour réduire les temps de cémentation, augmenter la productivité et 3o réduire les coûts de cémentation, par rapport aux aciers connus cémentés à
température usuelle ou à haute température. Les propriétés d'usage obtenues sur pièces, telles la ténacité, ne sont pas dégradées par rapport aux aciers de référence.

On a aussi procédé dans les conditions déjà précisées à la cémentation sous basse pression à haute température (980°C) d'éprouvettes de fatigue-flexion de l'acier E selon l'invention comportant en leur centre une entaille en U évasée. Elle a été suivie d'une trempe gaz sous pression de 1,5 s bars seulement, les profondeurs cémentées visées étant les mêmes, ainsi que la nature du gaz de trempe, que pour les essais sur éprouvettes de résilience.
De la méme façon on a effectué une cémentation gazeuse à la température usuelle de cémentation de 930°C sur l'acier A selon l'art antérieur, en visant la méme profondeur cémentée que ci-dessus, sur des éprouvettes de fatigue-lo flexion identiques à celles de l'acier E. On leur a fait subir après cémentation une trempe à l'huile de façon à augmenter la dureté et la teneur en fatigue-flexion de l'acier A. On a ensuite comparé les limites d'endurance des deux lots d'éprouvettes d'acier E et A ainsi cémentées en fatigue-flexion 4 points, l'entaille en U évasée de ces éprouvettes étant centrée au droit de la charge is appliquée en fatigue-flexion. Les essais de fatigue-flexion ont été
conduits pour chaque acier A et E cémentés et trempés dans les conditions ci-dessus jusqu'à 10 millions de cycles.
Dans ces conditions, la limite d'endurance à 10 millions de cycles de l'acier E suivant l'invention a été de 1405 MPa, et celle de l'acier A de 1165 2o MPa seulement.
Cela montre que le fait d'utiliser un acier selon l'invention pour effectuer une cémentation à haute température, destinée à obtenir une profondeur , cémentée donnée, ne pénalise pas la tenue en fatigue-flexion, mais au contraire lui est très favorable par rapport à une cémentation conventionnelle Zs effectuëe à température de cémentation usuelle sur un acier suivant l'art antérieur cémenté pour la même profondeur, et méme trempé à l'huile pour augmenter sa tenue en fatigue-flexion.
II convient d'ajouter ici que ces essais de fatigue-flexion sont destinés à simuler la tenue en fatigue d'un pied de dent de pignon, engrenage ou pièce 3o de pignonnerie en service dans une boite de vitesse de véhicule automobile.
Ceci montre à nouveau que les aciers selon l'invention sont particulièrement adaptés à la cémentation à haute température à la fois pour réduire les temps de cémentation, augmenter la productivité, réduire les coûts de cémentation, par rapport aux aciers connus cémentés à température usuelle, sans pénaliser les propriétés d'usage obtenues sur pièces telle la tenue en fatigue-flexion en pied de dent d'un pignon ou engrenage cémenté. 4 - 1.10% <- Cr <1.40%;
0.11% <0.25%;
0.08% <_ Cu _ <0.30%;
0.010%; 0.035%;
s 0.025% <0.040%;
0.0130% SN <0.0220%;
optionally, traces <0.07% and / or traces <0.1% and / or traces <0.010% and / or traces <0.020% and / or traces 0.045%
the rest being iron and the impurities resulting from the elaboration.
The subject of the invention is also a method of manufacturing a mechanical part in case-hardened or carbonitrided steel, characterized in that uses for this purpose a steel of the above type on which a machining, carburizing or carbonitriding then quenching.
Preferably, said carburizing or carbonitriding takes place at a It is from 950 to 1050 ° C.
The subject of the invention is also a mechanical steel part, such as that a piece of gear, characterized in that it is obtained by the previous process.
As will be understood, the invention is based on a precise adjustment 2o ranges of contents of the main elements of alloys, as well as on the simultaneous presence, in well-defined levels, of aluminum, niobium and nitrogen.
The desired effects are essentially twofold.
First, the choice of grades in the main elements 2s alloy aims to obtain a Jominy curve without inflection significantly marked. This condition makes it possible to obtain deformations minimum during quenching. From this point of view, cementation or carbonitriding performed at high temperature is, as has been said, particularly demanding.
3o It is recalled that the Jominy curve of a steel, which is obtained by means a standard and standardized test characterizes the hardenability of steel.
She is obtained by measuring the hardness of a cylindrical specimen, quenched by a jet of water watering one of its ends, along one of its generators. The hardness is measured at several distances x (in mm) from the watered end, and the corresponding value is denoted by J, ~. We call JXm the value average obtained during five tests of hardness at distance x.
As set forth in EP-A-0 890 653 to which the reader is invited to refer for further details, the plaintiff had It has been shown that a composition of steel giving a Jominy curve without point Inflection was favorable for obtaining very small deformations at Classes quenching after carburizing or carbonitriding. This curve Jominy without inflection point is obtained when the values J ~~ m, J3m, JZSm and J15m satisfy the following relationships - d = ~ J11m - ~ sm x 14/22 - J25 ", X 8/22 ~ <_ 2.5 HRC;
- (3 = J3m - J15m ~ 9 HRC, or better <_ 8 HRC.
The composition of the steel according to the present invention is therefore adjusted so that this relation is also obtained in his case.
The composition is also adjusted, notably thanks to the presence Aluminum, niobium and nitrogen in defined contents, for q that the grain size remains controlled, even when carburizing or Carbonitriding takes place at high temperature.
Finally, of course, the composition of steel must provide the mechanical properties sought for the use of the room. From 2o criteria to watch more particularly we can mention the depth casehardened (classically defined by the depth at which the measured hardness is 550 HV), the hardness difference between the surface and the core of the cemented part who must be as low as possible to minimize quenching deformations, and the hardness at heart which must be raised so that the piece has a good answer 2s to the constraints in service, and thus a good behavior in endurance and in tired.
The invention will be better understood on reading the description which follows, given with reference to the attached figure, which shows the Jominy curves of four reference steels and three steels according to the invention.
3o The steel according to the invention is intended primarily for the manufacture of highly stressed mechanical parts such as elements of gears, intended to be case hardened or carbonitrided (preferably low pressure or non-oxidizing atmosphere to avoid oxidation the most oxidizable elements), both at usual temperatures of 850-930 ° C at high temperatures of the order of 950-1050 ° C.
These parts must have a high endurance in fatigue, a good toughness and only weakly deformed during heat treatments such as quenching after carburizing or carbonitriding. He has the s next composition (all percentages are percentages weight).
Its carbon content is between 0.19 and 0.25%. these grades are usual for steel steels. On the other hand, this beach authorized an adjustment of the contents of the other elements which makes it possible to obtain the form lo desired for the Jominy curve. The minimum content of 0.19% is, moreover, justified by the hardness after quenching it allows to obtain. Beyond of 0.25%, the hardness may be too high to retain steel machinability desirable. The preferred range is 0.20-0.25%.
Its manganese content is between 1.1 and 1.5%. The value ls minimal is justified by obtaining the desired Jominy curve in conjunction with the contents of the other elements. Beyond 1.5% there is the risk of segregation, and also of band structures during annealing. In addition, a high ssi content would provoke the development an excessive attack of the refractory lining of the steelmaking ladle. He does not 2o would not be desirable to further tighten this range of contents because obtaining the desired precise grade at the steel mill could be exaggerated difficult. The preferred range is 1.2-1.5%, better 1.21-1.45%.
Its silicon content is between 0.8 and 1.2%. In this range, the desired shape of the neck Jominy can be obtained in conjunction with the contents of other items. The minimum value of 0.8% is justified by obtaining the desired hardness, as well as by the limitation of gap of hardness between surface and core after cementation or carbonitriding. At-of the of 1.2%, there is a risk of excessive segregation silicon, if it segregates itself little, tends to accentuate the segregation of others 3o elements. There would also be an increased risk of oxidation during the carburizing or carbonitrurati on. The preferred range is 0.85-1.20%
better 0.85-1.10%.
Its sulfur content is between 0.01 and 0.09%. the value minimum is justified for obtaining correct machinability. Beyond 0.09% there is a risk of too sensitive reduction of hot forgeability.
The Preferred range is 0.01-0.08%.
Its phosphorus content is between traces and 0.025%. Of Generally speaking, the standards in force tend to require s maximum phosphorus of this order. Moreover, beyond this value, there is has a risk of synergy with niobium causing embrittlement of steel then hot forming and / or continuous casting of steel in the form of blooms or billets. Preferably, the phosphorus content is at most 0.020%.
Its nickel content is between traces and 0.25%. This element, voluntarily introduced at higher levels, would increase unnecessarily the cost of the metal. In praque, we can be satisfied with the nickel content naturally resulting from the melting of raw materials of casting, without voluntary addition. The preferred range is 0.08-0.20%.
Its chromium content is between 1.00 and 1.40%. In this range, in conjunction with the contents of the other elements, one can obtain the shape of the desired Jominy curve. In addition, the minimum content of 1.00%
allows to obtain a good hardness to heart_ Beyond 1.40%, one would increase unnecessarily the cost of elaboration. The preferred gamma is 1,10-1.40%.
Its molybdenum content is between 0.10 and 0.25%. In this range, in conjunction with the contents of the other elements, we obtain the shape of the Jominy curve and desired heart hardness. Range preferential is 0.11-0.25%.
Its copper content is included in traces and 0.30%. Here again, 2s as for nickel, it will generally be purely and simply content obtained after melting raw materials. Beyond 0.30%, we Degrade ductility and tenacity at the heart of the room. Range preferential is 0.06-0.30%, better 0.08-0.30%, so as to optimize the Jominy curve shape and hardness after quenching.
3o Its contents of aluminum, niobiu m and nitrogen must be controlled within precise limits. Indeed, these are elements which, in interaction, provide control of the fineness of the grain of the metal. This finesse is desirable for obtaining good toughness in the cemented layer or carbonitride, good fatigue performance and a reduction in dispersion deformation during quenching. Moreover, it also has its importance in obtaining the desired shape of the Jominy curve. Size control of grain is, in the context of the invention, even more important than steel must be able to undergo carburizing or carbonitriding at high temperature s without excessive growth in grain size.
This control of the grain is essentially by the precipitation of nitrides and carbonitrides of aluminum and / or niobium. To obtain it, he should therefore a significant presence of these two elements, as well as nitrogen to a considerably higher than that which is usually olatient to the following an elaboration carried out under normal conditions.
The aluminum content should be between 0.010 and 0.045%.
In addition to the grain control function already mentioned, this element deoxidation of steel and its cleanliness in terms of inclusions of oxides. In-below 0.010%, its effects, from these latter points of view, would be is insufficient. Above 0.045%, cleanliness in oxide inclusions risk to be insufficient for the applications targeted primarily. Range preferential is 0.010-0.035%.
The niobium content must be between 0.010 and 0.045%. In below 0.010% the control effect of the grain would not be sufficient, in 2o especially for the lower levels of aluminum. Above 0.045%, he there is a risk of cracks appearing during the continuous casting of the steel, especially if a synergy with phosphorus can occur, as we have reported above. The preferred range is 0.015-0.045%, better 0.015-0.040%.
2s In conjunction with aluminum and niobium contents as mentioned, the nitrogen content must be between 0.0130 and 0.0300%
(130 to 300 ppm), so that the adjustment of the grain size and shape of the Jominy curve desired are obtained. The preferred range is 0.0130-0.0220%.
If this appears desirable, one or more of the elements conventionally known to improve its machinability: lead, tellurium, selenium, calcium, bismuth in particular. Their maximum values are 0.10%, better 0.07%, for Bi, 0.12% for Pb, 0.015%, better 0.010%, for Te, 0.030%, better 0.020%, for Se and 0.0050%, better 0.0045%, for Ca.

The other elements are those usually present in steel as impurities resulting from the elaboration, and are not added voluntarily. In particular, it must be ensured that the titanium content born not exceed 0.005%. Indeed, as the steel selor ~ the invention is very rich in nitrogen, beyond this level there is a risk of nitrides and / or coarse titanium carbonitrides, visible by micrograph, which reduce the fatigue strength and impair machinability. In addition, titanium would thus capture nitrogen that would no longer be available for the control of grain.
The invention will now be illustrated by way of examples. The figure The annexed diagram shows the Jominy curves of four trees whose compositions are given in Table 1. Steels A, B, C and D are steels of reference. Steels E, F and G are in accordance with the invention.
SteelC% Mn% Si% S% P% Ni% Cr% Mo% Cu% AI% Ti% Nb% N%

A 0,2360,8880,2240,0150,0110,0111,1940,0140,0100,021tracestraces0,012 ref.

B 0,1951,1880,0690,0230,0120,2081,2280,0960,1620,021traces0,0300,017!

ref.

C 0,1921,2050,8450,0290,0140,0800,9950,0990,1100,025traces0,0110,0111 ref.

D 0,2451,2150,8400,0350,0120,0850,9800,1030,0980,035traces0,0120,0091 ref.

E 0,2301,2870,9200,0180,0170,2011,2690,2000,2110,032traces0,0250,017 inv.

F 0,2011,4531,1910,0410,0140,1391,3810,2460,1220,0310,0020,0380,024.

(Inv.) G 0,2411,2540,8520,0150,0100,1891,1210,1110,1090,012traces0,0160,014 inv.

Table 1: Sample Compositions In the case of sample A, size a as defined above is equal to 8.7, and the quantity ~ i as defined above is equal to 19.1.
They are therefore well above the maximum required by the invention. Of made, it can be seen that the Jominy curve has a very marked point of insertion.

In the case of sample B, a is equal to 2.38 and ~ 3 is equal to 11.1.
(3 is therefore not in accordance with the requirements of the invention, and the Jominy curve also presents a significant inflection point, although this steel contains niobium and nitrogen within the prescribed limits. The essential reason is Its silicon content is insufficient.
In the case of sample C, a is equal to 3.38 and ~ i is equal to 10.7.
Neither a nor ~ are within the prescribed limits, and the Jominy curve presents a marked inflection point. Cr and Mo are just below the values minimum requirements, and especially the nitrogen content is insufficient.
In the case of the sample D, a is equal to 2.845 and (3 is equal to 9.5, which again is outside the prescribed limits. The Jominy curve has a marked inflection point, due to Cr and nitrogen contents insufficient.
On the other hand, for the sample E according to the invention a is equal to 0.41 and ls ~ i is equal to 2.7. The requirements are met and we see that the Jominy curve is almost rectilinear and devoid of point of inflection.
Similarly, for the sample F according to the invention, a is equal to 0.23 and ~ i is equal to 3.7. Again, its Jominy curve is almost straight and devoid of inflection point.
2o Similarly, for sample G according to the invention, a is equal to 0.83 and (3 is equal to 6.6. Its Jominy curve is almost rectilinear and devoid of marked inflection point.
We have also studied the cementing behavior of A steels, B and E of Table 1 under normal and high temperature conditions.
as temperature.
Cementations at usual temperature (930 ° C.) were carried out under low pressure in similar conditions on samples cylindrical to give the cemented surface a carbon content of 0.75%. These cementation was followed by quenching in a gaseous medium (in this case in nitrogen, but a nitrogen-hydrogen mixture with 10% hydrogen would, for example, could be used) under two different pressure conditions:
bars and 20 bars. It was thus intended to obtain a superficial hardness of 700 to HV and a cemented depth (ie the depth at which hardness is of 550 HV) of 0.50 mm. The results are given in Table 2 (tests at bars) and in Table 3 (tests at 20 bar).
Steel Duret HV In Depth cmente Duret HV Heart Off zoned surface mm cmente A 760 0.35 263 ref.

B 760 0.50 408 ref.

E 780 0.48 426 inv.) Table 2: Behavior with carburizing in the case of a tre-_mpe s in gaseous media at 5 bar Steel Duret HV In Depth cmente Duret HV Heart Off zoned surface mm cmente A 780 0.45 318 ref.

B 720 0.55 423 ref.

C 738 0.53 408 ref.

E 750 0.55 524 inv.

Table 3: Cementation behavior in the case of quenching in gaseous media at 20 bar ~ o These tests show that the reference steel A does not allow to easily reach the cemented depth sought. This is due to his lack of hardenability.
The reference steels B and C and the steel according to the invention E permeate Are all three to obtain the targeted cemented depth, under conditions of usual carburizing temperature.

The distance HV between the surface hardness and the hardness at heart is very comparable, for a quenching medium at 5 bar, in the case of reference B and steel according to the invention E (~ HV = respectively 352 and 354) and much less than it is for the reference steel A (~ HV = 497). For a s tempering medium at 20 bar, on the other hand, ~ HV is significantly less favorable for the reference steels B and C only for the steel of the invention E (~ HV =
respectively 297, 330 and 226). As a result, the residual stresses generated by these differences of hardness, which are at the origin of the deformations during of quenching under severe conditions on cemented parts, can be lo minimized by the use of steels according to the invention.
Finally, the highest core hardness is obtained with steel E
according to the invention. So in the case of heavily pinion parts requested in service for which characteristics are sought high mechanical properties (especially high hardness under ls case-hardened and at heart), superior to the stresses to which the piece ast subjected in service, so as to ensure good fatigue endurance in service, the steel according to the invention is the one which, for carburizing data, will lend itself best to an endurance in elevated fatigue in use.
2o High carburizing tests were also carried out temperature (980 ° C) on cylindrical samples of steels A and D
of reference and E according to the invention described above. Here again the surface cemented had a carbon content of 0.75%. In both cases, we were aiming a superficial hardness of 700 to 800 HV and a cemented depth, hardness 2s of 550 HV, 0.50 mm. Quenching in a gaseous medium (nitrogen) which followed the cementation was carried out under a pressure of 20 bar for steels A and D and only 1.5 bar for steel E. The results are shown in the table 4. It also presents grain size assessments according to the standard ASTM.

SteelDoor Depth Hardness HV Size Size HV grain grain in surfacecmente heart off ASTM in ASTM off zoned mm cmente layer cmentecouche cmente A 740 0.50 312 7/9 8/9 ref.

D 735 0.59 461 7/8 8/9 ref.

E 740 0.70 500 8/9 9/10 inv.

Table 4: Cementation behavior in the case of quenching in gaseous media at 20 bar (steels A and C) and 1.5 bar (steel E) As in the case of carburizing at the usual temperature of 930 ° C, Both steels achieve the desired surface hardness.
The invention makes it possible to obtain a cemented depth substantially more important than in the case of reference A, although it has been soaked in much more severe conditions that are known to increase the case-hardened depth all things being equal by elsewhere.
The hardness difference between surface and core is significantly lower in the case of the invention than in the case of references A and D (~ HV =
respectively 240 for E, 428 for A and 274 for D). The benefits mentioned highest in deformation during quenching after carburizing Is at usual temperature are also found here, even more accentuated.
The hardness at heart is higher in the case of the invention than in the case of reference, despite a pressure of the middle of quenching much more low. The consequences on improving fatigue endurance in mentioned above for tempering at usual temperatures are found 2o also here.
Finally, both in the cemented zone and outside the cemented zone, the steel according to the invention has a grain size ASTM finer than steels of A and D. As a result, it is less sensitive to the risks of magnification grain when carburizing at high temperatures. This is a very good advantage 2s significant, because the enlargement of the grain on cemented parts has an effect extremely detrimental to the fatigue resistance of the toes and the tenacity cemented parts. The steels according to the invention are therefore perfectly suitable for use in making gimbal parts (or all other parts for which comparable characteristics are required) hardened or carbonitrided at high temperatures, with all the advantages economic benefits that this entails, without sacrificing any said pieces.
Other basal cemfiation trials have also been carried out s pressure on the reference steel A and the steel E according to the invention.
For low pressure carburizing performed at 930 ° C on steel A followed by quenching gas at 20 bar, it takes 72 minutes of carburizing to obtain the targeted carburizing depth of 0.50mm for HV = 550.
With steel E according to the invention, in case of low pressure carburizing 930 ° C
lo followed by quenching gas (same gas as for steel A) under 1.5 bar, 30 minutes from cementation are sufficient to obtain the same cemented depth of 0.50mm for HV = 550.
For carburizing under low pressure at high temperature 980 ° C performed on the reference steel A, it takes 30 minutes of carburizing and an gas quench at 20 bars to obtain the desired degree of carburizing 0.50mm for HV = 550. 20 minutes of carburizing time under low pressure at 980 ° C are sufficient to obtain the same depth of cementation of 0.5 mm for HV = 550 for steel E according to the invention and this with a quenching gas under a pressure of only 1.5 bar. The quenching gas used for ao steels A and E is of course the same.
This shows that the steel E according to the invention makes it possible to reduce carburizing time both at normal carburizing temperature (930 ° C) than at high temperature (980 ° C), which reduces the costs carburizing (amount of carburizing gas, cementation time, ...) and 2s to increase productivity for the manufacture of cemented parts.
The steel according to the invention thanks to its mastered quenchability allows also to reduce the pressure of quenching gases to obtain a depth of same carburizing, which can further reduce or eliminate deformations on cemented parts and to obtain gains and 3o simplifications on gas tempering technologies of parts in furnace gas quenching furnaces.
We also proceeded with carburizing under low pressure of non-notched resilience specimens (Dimensions: L = 55mm, section 10x10mm) at high temperature (980 ° C), on the one hand on the steel A of reference before gas quenching under a pressure of 20 bar, and secondly on steel E
according to the invention but here before a quenching gas under a pressure of 1.5 bars only. The case-hardened depths were identical, as were the than the nature of the quenching gas. The test pieces thus hardened and tempered s were then ruptured by shock at room temperature. The results of rupture energy thus obtained were respectively - 19 Joules for reference steel A
- 29 Joules for steel E according to the invention.
In parallel, it has been cemented under low pressure at a temperature The usual temperature (930 ° C) of the test specimens of steel A
reference, for get the same cemented depth as above. They were then quenched with the same gas under a pressure of 20 bar. These specimens were ruptured as above at room temperature and the energy of resulting breakage was 17 Joules, significantly less than for ls steel E according to the invention cemented at high temperature.
This shows that despite a hardness in the heart of the specimen of steel A
(312 HV) lower than for steel E according to the invention (500 H V) the tenacity of high-temperature cemented steel E is higher than that reference steel A cemented at high temperature or temperature 2o usual, for the same final cemented depth. In other words, the made to use a steel according to the invention to carry out a cementation with high temperature, intended to obtain a given cemented depth, does not penalize, on the contrary, the tenacity of cemetary pieces with this steel with respect to the use of a reference steel, cemented also 2s at high temperature or usual carburizing temperature to obtain the same cemented depth. The hardness difference at heart between the two steels is not penalizing from this point of view. This also shows that steels the invention are particularly suitable for high-temperature cementation temperature, both to reduce carburizing times, increase productivity and 3o reduce the costs of cementation, compared to known steels case hardened usual temperature or high temperature. Usage properties obtained on parts, such as toughness, are not degraded compared to steels of reference.

We also proceeded under the conditions already specified in the carburizing under low pressure at high temperature (980 ° C) specimens of fatigue-bending of steel E according to the invention comprising in their center a flared U-notch. It was followed by a quenching gas pressure of 1.5 s bars only, the case-hardened depths being the same as well as the nature of the quenching gas, only for tests on resilience test specimens.
In the same way a gaseous cementation was carried out at the temperature conventional carburizing of 930 ° C on steel A according to the prior art, aiming at same cemented depth as above, on fatigue test tubes.
flexion identical to those of steel E. They were subjected to cementation oil quenching to increase hardness and fatigue bending of steel A. The endurance limits of the two were then compared Lots steel samples E and A thus case hardened in fatigue-bending 4 points, the flared U-shaped notch of these specimens being centered on the load is applied in fatigue-flexion. Fatigue-flexion tests were ducts for each steel A and E hardened and hardened under the conditions above up to 10 million cycles.
Under these conditions, the endurance limit at 10 million cycles of the steel E according to the invention was 1405 MPa, and that of the steel A of 1165 2o MPa only.
This shows that using a steel according to the invention to perform a carburizing at high temperature, intended to obtain a depth, given cementation, does not penalize fatigue-bending behavior, but at contrary to it is very favorable compared to conventional cementation Zs carried out at standard case-hardening temperature on a steel according to the art cemented for the same depth, and even soaked in oil for increase its resistance in fatigue-flexion.
It should be added here that these fatigue-bending tests are intended to simulate the fatigue resistance of a pinion gear tooth, gear or workpiece 3o of gears in service in a gearbox of a motor vehicle.
This again shows that the steels according to the invention are particularly suitable for carburizing at high temperatures both to reduce the time carburizing, increase productivity, reduce cementation costs, compared to known steels hardened at usual temperature, without penalizing the properties of use obtained on parts such as fatigue-bending resistance in tooth root of a pinion or cemented gear.

Claims

1. Steel for mechanical parts, characterized in that its composition is, in percentages by weight:
- 0.19% <= C <= 0.25%;
- 1.1% ltoreq. Mn <= 1.5%;
- 0.8% <= If <= 1.2%;
0.01% <= S <= 0.09%;
- traces <= P <= 0.025%;
- traces <= Ni <= 0.25%;
- 1% <= Cr <= 1.4%;
- 0.10% <= Mo <= 0.25%;
- traces <= Cu <= 0.30%;
- 0.010% <= AI <= 0.045%;
- 0.010% <= Nb <= 0.045%;
0.0130% <= N <= 0.0300%;
- optionally traces <= Bi <= 0.10% and / or traces <= Pb <= 0.12%
and / or traces <= Te <= 0.015% and / or traces <= Se <=
0.030% and / or traces <= Ca <=
0.0050%;
the rest being iron and impurities resulting from the elaboration, the composition chemical being adjusted so that the average values J3m, J11m, J15m and J25m of five Jominy essays are such that:
.alpha. = IJ11m - J3m x 14/22 - J25m x 8 / 22| <= 2.5 HRC; and .beta. = J3m - J15m <= 9 HRC.

2. Steel for mechanical parts according to claim 1, characterized in that that its composition is adjusted so that .beta. = J3m - J15m <= 8 HRC.

3. Steel for mechanical parts according to claim 1 or 2, characterized in what its composition is:
- 0.19% <= C <= 0.25%;
1.2% <= Mn <= 1.5%;
- 0.85% <= If <= 1.2%;

0.01% <= S <= 0.09%;
- traces <= P <= 0.025%;
- 0.08% <= Ni <= 0.25%;
- 1.1% <= Cr <= 1.4%;
- 0.10% <= Mo <= 0.25%;
0.06% <= Cu <= 0.30%;
- 0.010% <= Al <= 0.045%;
- 0.015% <= Nb <= 0.045%;
0.0130% <= N <= 0.0300%;
- optionally traces <= Bi <= 0.07% and / or traces 5 Pb <=
0.12%
and / or traces <= Te <= 0.010% and / or traces <= Se <=
0.020% and / or traces <= Ca <=
0.045%, the rest being iron and the impurities resulting from the preparation.

4. Steel for mechanical parts according to claim 3, characterized in that that its composition is:
- 0.20% <= C <= 0.25%;
- 1.21% <= Mn <= 1.45%;
- 0.85% <= If <= 1.10%;
0.01% <= S <= 0.08%;
- traces <= P <= 0.020%;
- 0.08% <= Ni <= 0.20%;
- 1.10% <= Cr <= 1.40%;
- 0.11% <= Mo <= 0.25%;
0.08% <= Cu <= 0.30%;
- 0.010% <= Al <= 0.035%;
- 0.025% <= Nb <= 0.040%;
- 0.0130% <= N <= 0.0220%;
- optionally traces <= Bi <= 0.07% and / or traces <= Pb <= 0.12%
and / or traces <= Te <= 0.010% and / or traces <= Se <=
0.020% and / or traces <= Ca <=
0.045%, the rest being iron and the impurities resulting from the preparation.

5. Process for manufacturing a mechanical part made of case-hardened steel or characterized in that for this purpose a steel is used according to one of Claims 1 to 4, on which machining, carburizing or carbonitriding and quenching.

6. Method according to claim 5, characterized in that said carburizing or carbonitriding takes place at a temperature of 950 to 1050 ° C.

7. Mechanical part made of steel, characterized in that it is obtained by the process according to claim 5 or 6.

8. Mechanical part according to claim 7, characterized in that it is of a piece of pignonnerie.